JPH07197170A - 薄肉ディスク用アルミニウム合金板とその製造方法 - Google Patents
薄肉ディスク用アルミニウム合金板とその製造方法Info
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- JPH07197170A JPH07197170A JP18728393A JP18728393A JPH07197170A JP H07197170 A JPH07197170 A JP H07197170A JP 18728393 A JP18728393 A JP 18728393A JP 18728393 A JP18728393 A JP 18728393A JP H07197170 A JPH07197170 A JP H07197170A
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- rolling
- aluminum alloy
- alloy
- thin
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Abstract
(57)【要約】 (修正有)
【目的】 薄肉化に対応した、高強度でメッキ性、耐ハ
ンドリング性等の優れた、薄肉ディスク用アルミニウム
合金板。 【構成】 重量%で、Mg:5.5〜7.5、Cu:
0.03〜0.3、Mn:0.1〜0.5を含有し、残
部がAl及び不純物からなり、該不純物のうちFeとS
iをそれぞれFe≦0.1、Si≦0.1に規制し、か
つMn/Feの量比が3以上である、DC鋳造法を適用
した薄肉ディスク用アルミニウム合金板。
ンドリング性等の優れた、薄肉ディスク用アルミニウム
合金板。 【構成】 重量%で、Mg:5.5〜7.5、Cu:
0.03〜0.3、Mn:0.1〜0.5を含有し、残
部がAl及び不純物からなり、該不純物のうちFeとS
iをそれぞれFe≦0.1、Si≦0.1に規制し、か
つMn/Feの量比が3以上である、DC鋳造法を適用
した薄肉ディスク用アルミニウム合金板。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、薄肉ディスク用アルミ
ニウム合金に関し、更に詳細には、ノートブック・パー
ムトップ等の小型コンピュータに搭載するハードディス
ク用基盤に適する薄肉ディスク用アルミニウム合金板と
その製造方法に関する。
ニウム合金に関し、更に詳細には、ノートブック・パー
ムトップ等の小型コンピュータに搭載するハードディス
ク用基盤に適する薄肉ディスク用アルミニウム合金板と
その製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】一般
に、コンピュータ等の記録媒体として使用される磁気デ
ィスク等の基盤材としては、軽量で、非磁性で、
剛性を有する、精密加工、研磨により良好な表面精度
が簡単に得られる、等の理由により、アルミニウム合金
が使用されてきた。特に5086等の5000系アルミ
ニウム合金は、上記の諸特性が良好なため、塗布型メデ
ィア・薄膜メディアを通じてディスク材として使用され
てきた。近年では、高密度化が必須とされるため、薄膜
メディアが広く用いられており、更に、現在では高密度
化のためにエリア/ピットの低減が指向されている。
に、コンピュータ等の記録媒体として使用される磁気デ
ィスク等の基盤材としては、軽量で、非磁性で、
剛性を有する、精密加工、研磨により良好な表面精度
が簡単に得られる、等の理由により、アルミニウム合金
が使用されてきた。特に5086等の5000系アルミ
ニウム合金は、上記の諸特性が良好なため、塗布型メデ
ィア・薄膜メディアを通じてディスク材として使用され
てきた。近年では、高密度化が必須とされるため、薄膜
メディアが広く用いられており、更に、現在では高密度
化のためにエリア/ピットの低減が指向されている。
【0003】現在、Al基盤に関しては、ハードディス
クの価格低下に伴いコストダウンが強く求められてい
る。従来の材料では、アルミニウム合金板表面における
晶出物等が研磨時に脱落等する、或いはメッキ前処理に
より晶出物が溶解する等により、メッキ欠陥を生じる若
しくはメッキ面が非常に粗くなるという欠点があった。
そこで、コスト高にはなるが、比較的厚いメッキを行
う、次いで大量に研磨してこれらのメッキ欠陥を取り除
くことが必須となっていた。
クの価格低下に伴いコストダウンが強く求められてい
る。従来の材料では、アルミニウム合金板表面における
晶出物等が研磨時に脱落等する、或いはメッキ前処理に
より晶出物が溶解する等により、メッキ欠陥を生じる若
しくはメッキ面が非常に粗くなるという欠点があった。
そこで、コスト高にはなるが、比較的厚いメッキを行
う、次いで大量に研磨してこれらのメッキ欠陥を取り除
くことが必須となっていた。
【0004】このため、メッキ膜厚及びメッキ膜研磨代
を低減させ、コストダウンを可能にするために、例えば
純度99.9〜99.99%の地金を使用して、Fe・Si
の量を低減させることが行われてきた。すなわち、50
86合金で生じる晶出物には、Mg−Si系及びAl−Fe
系が知られており、Fe・Si量が少なくなればこれらの
晶出物が減少するため、メッキ欠陥が生じにくくなる。
更に、Cu、Znの添加によってメッキ欠陥数を減少させ
ることができることを先に提案した(特公昭62−20
18号)。
を低減させ、コストダウンを可能にするために、例えば
純度99.9〜99.99%の地金を使用して、Fe・Si
の量を低減させることが行われてきた。すなわち、50
86合金で生じる晶出物には、Mg−Si系及びAl−Fe
系が知られており、Fe・Si量が少なくなればこれらの
晶出物が減少するため、メッキ欠陥が生じにくくなる。
更に、Cu、Znの添加によってメッキ欠陥数を減少させ
ることができることを先に提案した(特公昭62−20
18号)。
【0005】一方、近年ではAl基盤に高強度化が求め
られている。これは、近年、ノートブック・パームトッ
プ等の小型コンピュータが大きな市場を形成しつつあ
り、これらのコンピュータに対応するため、ハードディ
スクも近年薄肉小径化が非常に強く要求されているため
である。例えば小径化に関しては、2.5インチ等の小
径ディスクが大きな市場を形成しつつあり、thin-gage
と称される、従来材よりも30%程薄肉化したAl基盤
が広く使われ始めている。
られている。これは、近年、ノートブック・パームトッ
プ等の小型コンピュータが大きな市場を形成しつつあ
り、これらのコンピュータに対応するため、ハードディ
スクも近年薄肉小径化が非常に強く要求されているため
である。例えば小径化に関しては、2.5インチ等の小
径ディスクが大きな市場を形成しつつあり、thin-gage
と称される、従来材よりも30%程薄肉化したAl基盤
が広く使われ始めている。
【0006】そして、現在この薄肉化は更に進行中であ
るが、本発明者らの検討結果によれば、従来のAl合金
では今後の薄肉化に対応できないことが判明した。これ
は、現在のディスク材ではAl基盤にNi−Pメッキを行
い表面を硬化させることが必須とされているが、このメ
ッキ工程において形成されるメッキ膜は張力を持ってお
り、その張力が表面と裏面で異なるために基盤を薄肉化
するとディスクが変形してしまうことによる。また、メ
ディアをスパッタリングする際にAl基盤は急速加熱さ
れるが、この時にメッキ膜の表裏での張力の差異により
ディスクが変形してしまうこともあり、更に薄肉化する
と強度が急激に低下するため、ハンドリングにより簡単
に変形してしまうことが判明した。
るが、本発明者らの検討結果によれば、従来のAl合金
では今後の薄肉化に対応できないことが判明した。これ
は、現在のディスク材ではAl基盤にNi−Pメッキを行
い表面を硬化させることが必須とされているが、このメ
ッキ工程において形成されるメッキ膜は張力を持ってお
り、その張力が表面と裏面で異なるために基盤を薄肉化
するとディスクが変形してしまうことによる。また、メ
ディアをスパッタリングする際にAl基盤は急速加熱さ
れるが、この時にメッキ膜の表裏での張力の差異により
ディスクが変形してしまうこともあり、更に薄肉化する
と強度が急激に低下するため、ハンドリングにより簡単
に変形してしまうことが判明した。
【0007】このため、ハードディスクメーカーでは、
今後の薄肉化に対応する基盤としてガラス、カーボン等
の新基盤を検討している。これらの基盤では、硬さ及び
強度が高いため変形が生じにくく、薄肉化が可能であ
る。しかし、これらの基盤では従来のAl基盤に比較し
てコストが高く、生産性が悪いという問題がある。ま
た、新基盤を使用した場合には、熱膨張係数や弾性係数
が従来の基盤と異なるためにハードディスクの設計を変
更しなければならないという問題も生じる。
今後の薄肉化に対応する基盤としてガラス、カーボン等
の新基盤を検討している。これらの基盤では、硬さ及び
強度が高いため変形が生じにくく、薄肉化が可能であ
る。しかし、これらの基盤では従来のAl基盤に比較し
てコストが高く、生産性が悪いという問題がある。ま
た、新基盤を使用した場合には、熱膨張係数や弾性係数
が従来の基盤と異なるためにハードディスクの設計を変
更しなければならないという問題も生じる。
【0008】このため、Al合金にて高強度化を図るこ
とが現状では最も優れた解決方法となる。この目的のた
め、本発明者らは先に特願平2−16354号にて極小
径薄肉ディスク用アルミニウム合金板の製造法を提案し
たが、ハンドリング時の硬度が不足するという問題があ
る。一方、磁気ディスクには益々コストダウンが要求さ
れており、そのため更に下地メッキの厚さを薄くするこ
とや研磨代を低減することが重要な課題となっている。
したがって、メッキ欠陥数や欠陥サイズを減少させるこ
とが必要とされている。この点、更に地金純度を高純度
化することが行われているが、この高純度化はAl基盤
の強度を低下させることが知られており、今後進行する
と考えられる薄肉化には同材料は対応できない。
とが現状では最も優れた解決方法となる。この目的のた
め、本発明者らは先に特願平2−16354号にて極小
径薄肉ディスク用アルミニウム合金板の製造法を提案し
たが、ハンドリング時の硬度が不足するという問題があ
る。一方、磁気ディスクには益々コストダウンが要求さ
れており、そのため更に下地メッキの厚さを薄くするこ
とや研磨代を低減することが重要な課題となっている。
したがって、メッキ欠陥数や欠陥サイズを減少させるこ
とが必要とされている。この点、更に地金純度を高純度
化することが行われているが、この高純度化はAl基盤
の強度を低下させることが知られており、今後進行する
と考えられる薄肉化には同材料は対応できない。
【0009】本発明は、上記従来技術の欠点を解決し、
薄肉化に対応して、高強度でメッキ性、耐ハンドリング
性等の優れる薄肉ディスク用アルミニウム合金板を提供
し、またその製造方法を提供することを目的とするもの
である。
薄肉化に対応して、高強度でメッキ性、耐ハンドリング
性等の優れる薄肉ディスク用アルミニウム合金板を提供
し、またその製造方法を提供することを目的とするもの
である。
【0010】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、このよう
な実情を鑑みて種々研究を重ねた結果、メッキ性を良好
にするためには高純度化(すなわち、Fe・Si量の規制)
は避けられず、したがって、Al合金の高強度化は、こ
の高純度化を容認しつつ別の要因で解決しなければなら
ないことが判明した。
な実情を鑑みて種々研究を重ねた結果、メッキ性を良好
にするためには高純度化(すなわち、Fe・Si量の規制)
は避けられず、したがって、Al合金の高強度化は、こ
の高純度化を容認しつつ別の要因で解決しなければなら
ないことが判明した。
【0011】そこで、組成・製造工程等を鋭意検討した
結果、Al合金を高強度化させるためにはMgの添加が最
も効果があり、またMgの添加によればメッキ欠陥数・
サイズとも悪化しないことを究明した。
結果、Al合金を高強度化させるためにはMgの添加が最
も効果があり、またMgの添加によればメッキ欠陥数・
サイズとも悪化しないことを究明した。
【0012】しかし、従来、DC鋳造法を適用して、M
g量が5.0%を超えたAl合金板を製造する場合には、
熱間圧延工程にて表面割れ等が生じ、ディスク材として
使用することができなかった。そこで、本発明者らはこ
の割れの原因につき調査を行った結果、高いMg含有量
を持つAl合金を熱間圧延すると、高温における急激な
歪みの導入に伴い、圧延板表面に巨大な結晶粒が形成さ
れるため、割れが生じることを究明した。このため、従
来はこのような高いMg量を持つ組成では450℃とい
う低温で熱間圧延が行われていた。
g量が5.0%を超えたAl合金板を製造する場合には、
熱間圧延工程にて表面割れ等が生じ、ディスク材として
使用することができなかった。そこで、本発明者らはこ
の割れの原因につき調査を行った結果、高いMg含有量
を持つAl合金を熱間圧延すると、高温における急激な
歪みの導入に伴い、圧延板表面に巨大な結晶粒が形成さ
れるため、割れが生じることを究明した。このため、従
来はこのような高いMg量を持つ組成では450℃とい
う低温で熱間圧延が行われていた。
【0013】一方で、ディスク用途では晶出物のサイズ
が小さいことが必須とされている。これは、この晶出物
が粗大になると、グラインド若しくはメッキ工程等にお
いて晶出物が脱落しメッキ欠陥の原因となるためであ
る。ここで、晶出物微細化のためには高温(500℃以
上)での熱間圧延が必須とされる。これは、500℃以
下の温度で熱間圧延を行うと晶出物が粗大化してしまう
ためである。
が小さいことが必須とされている。これは、この晶出物
が粗大になると、グラインド若しくはメッキ工程等にお
いて晶出物が脱落しメッキ欠陥の原因となるためであ
る。ここで、晶出物微細化のためには高温(500℃以
上)での熱間圧延が必須とされる。これは、500℃以
下の温度で熱間圧延を行うと晶出物が粗大化してしまう
ためである。
【0014】このように、ディスク用途としてのAl合
金では、割れ防止の面から低温での熱間圧延が必須とさ
れ、また後工程での問題から高温均熱・熱間圧延が必須
となる。この矛盾により、現在までは熱間圧延割れの生
じ易い5.0%以上のMg含有量とした組成のAl合金で
は、歩留り・生産性・コスト等を問題としなくともよい
研究レベルでしか行われず、実生産には適用できなかっ
た。
金では、割れ防止の面から低温での熱間圧延が必須とさ
れ、また後工程での問題から高温均熱・熱間圧延が必須
となる。この矛盾により、現在までは熱間圧延割れの生
じ易い5.0%以上のMg含有量とした組成のAl合金で
は、歩留り・生産性・コスト等を問題としなくともよい
研究レベルでしか行われず、実生産には適用できなかっ
た。
【0015】そこで、本発明者らは、高Mg含有Al合金
をディスク材に適用すべく更に研究を進めた結果、Al
合金鋳塊若しくは板の表面のみ温度が低ければ、熱間圧
延割れは生じないことを究明した。すなわち、板の極表
層部のみ温度が低ければ結晶粒の粗大化は生じないため
熱間圧延割れは防止でき、また鋳塊内部では高温となっ
ているため、晶出物が粗大化しないことが判明した。ま
た、板の表面では晶出物が粗大化するが、この部分はグ
ラインド等により除去されるため、事実上ディスクとは
ならない。その際、できるだけ鋳塊若しくは板の極表層
部のみ温度を下げることが望ましく、油を含有した水等
で表面を冷却することにより表面のみ急冷し、鋳塊内部
での温度は高く保つことが必要である。また、加工率が
低く、歪みの導入量が少ない場合には、結晶粒の粗大化
は生じないため、割れは生じない。そこで、板の表面の
み温度が低下するまで、低加工率となるように圧延して
も同様の効果が得られる。
をディスク材に適用すべく更に研究を進めた結果、Al
合金鋳塊若しくは板の表面のみ温度が低ければ、熱間圧
延割れは生じないことを究明した。すなわち、板の極表
層部のみ温度が低ければ結晶粒の粗大化は生じないため
熱間圧延割れは防止でき、また鋳塊内部では高温となっ
ているため、晶出物が粗大化しないことが判明した。ま
た、板の表面では晶出物が粗大化するが、この部分はグ
ラインド等により除去されるため、事実上ディスクとは
ならない。その際、できるだけ鋳塊若しくは板の極表層
部のみ温度を下げることが望ましく、油を含有した水等
で表面を冷却することにより表面のみ急冷し、鋳塊内部
での温度は高く保つことが必要である。また、加工率が
低く、歪みの導入量が少ない場合には、結晶粒の粗大化
は生じないため、割れは生じない。そこで、板の表面の
み温度が低下するまで、低加工率となるように圧延して
も同様の効果が得られる。
【0016】また、Mnの添加は、メッキ欠陥のサイズ
を減少させ、更に高硬度化に有効であることを究明し
た。但し、Mnを多量に添加しすぎても晶出物が粗大化
してメッキピットの原因となるため、0.5%以下に規
制する必要がある。
を減少させ、更に高硬度化に有効であることを究明し
た。但し、Mnを多量に添加しすぎても晶出物が粗大化
してメッキピットの原因となるため、0.5%以下に規
制する必要がある。
【0017】以上の知見に基づき、DC鋳造法を適用し
た薄肉ディスク用アルミニウム合金板の製造技術を完成
した。
た薄肉ディスク用アルミニウム合金板の製造技術を完成
した。
【0018】一方、その後の研究により、この製造技術
の場合、量産時には熱間圧延時の温度管理が非常に厳し
いものとなり、また品質面でも、同材料ではメッキ欠陥
の皆無化は非常に困難であるという問題があり、今後の
高密度化に十分に対応し得るとはいい難い。
の場合、量産時には熱間圧延時の温度管理が非常に厳し
いものとなり、また品質面でも、同材料ではメッキ欠陥
の皆無化は非常に困難であるという問題があり、今後の
高密度化に十分に対応し得るとはいい難い。
【0019】すなわち、薄膜メディアでは、通常表面硬
化のため、Al合金基盤上にNi−Pメッキが施される
が、このメッキ処理を行うと、メッキ面に突起やへこ
み、所謂ノジュール(メッキ面の突起)・ピット(メッキ
面のへこみ)等と呼ばれるメッキ欠陥が生じる。このメ
ッキ欠陥は後工程のメッキ膜研磨による取り除かれる。
しかし、このような欠陥の生じた部位には極微細なメッ
キピットが生じ易いことが判明した。このようなピット
は、従来はデータエラーの原因にならなかったが、近年
の高密度化に伴い、このような微細なピットもデータエ
ラーの原因となりつつある。そこで、近年ではメッキ欠
陥を皆無化することが検討されている。
化のため、Al合金基盤上にNi−Pメッキが施される
が、このメッキ処理を行うと、メッキ面に突起やへこ
み、所謂ノジュール(メッキ面の突起)・ピット(メッキ
面のへこみ)等と呼ばれるメッキ欠陥が生じる。このメ
ッキ欠陥は後工程のメッキ膜研磨による取り除かれる。
しかし、このような欠陥の生じた部位には極微細なメッ
キピットが生じ易いことが判明した。このようなピット
は、従来はデータエラーの原因にならなかったが、近年
の高密度化に伴い、このような微細なピットもデータエ
ラーの原因となりつつある。そこで、近年ではメッキ欠
陥を皆無化することが検討されている。
【0020】この点に関し、本発明者らが鋭意検討した
結果、このメッキ欠陥の数・サイズとAl基盤の晶出物
数・晶出物サイズとは相関関係があることを見い出し
た。更に、本発明者らは晶出物がメッキ欠陥の原因とな
る理由を追求し、その結果、まず晶出物のうちメッキ欠
陥の原因となるのは直径6μm以上の晶出物であること
を究明した。更に、このような粗大な晶出物がメッキ欠
陥となるのは以下の理由によることが判明した。
結果、このメッキ欠陥の数・サイズとAl基盤の晶出物
数・晶出物サイズとは相関関係があることを見い出し
た。更に、本発明者らは晶出物がメッキ欠陥の原因とな
る理由を追求し、その結果、まず晶出物のうちメッキ欠
陥の原因となるのは直径6μm以上の晶出物であること
を究明した。更に、このような粗大な晶出物がメッキ欠
陥となるのは以下の理由によることが判明した。
【0021】すなわち、6μm以下の小さい晶出物の場
合にはメッキ前処理時に溶解・脱落して、後のNi−P
メッキ工程においてレベリングされるため、メッキ欠陥
とはならない。しかし、晶出物が6μm以上と粗大な場
合にはメッキ前処理時に完全には晶出物が溶解せず、晶
出物がNi−Pメッキ工程まで残ってしまい、この部分
にNi−Pが析出せずに、欠陥となってしまうことを究
明した。
合にはメッキ前処理時に溶解・脱落して、後のNi−P
メッキ工程においてレベリングされるため、メッキ欠陥
とはならない。しかし、晶出物が6μm以上と粗大な場
合にはメッキ前処理時に完全には晶出物が溶解せず、晶
出物がNi−Pメッキ工程まで残ってしまい、この部分
にNi−Pが析出せずに、欠陥となってしまうことを究
明した。
【0022】この晶出物は、5086系ではMg−Si系
・Al−Fe系が存在することが知られており、Fe・Si
量が少なくなればこれらの晶出物が当然少くなりメッキ
欠陥の低減が可能になることから、例えば純度99.9
9%等の高純度地金の使用により晶出物サイズを小さく
することが指向されてきたが、このような高純度化にも
拘らず粗大晶出物の皆無化は不可能である。
・Al−Fe系が存在することが知られており、Fe・Si
量が少なくなればこれらの晶出物が当然少くなりメッキ
欠陥の低減が可能になることから、例えば純度99.9
9%等の高純度地金の使用により晶出物サイズを小さく
することが指向されてきたが、このような高純度化にも
拘らず粗大晶出物の皆無化は不可能である。
【0023】そこで、本発明者らは、まず、鋳造条件に
つき検討した結果、鋳塊厚が薄い程冷却速度が速くな
り、晶出物が微細化可能であることが判明した。また、
この時生じた晶出物は熱間圧延・冷間圧延等の後工程で
はなかなか減らすことができないことを究明した。そこ
で、鋳造厚をできるだけ薄くすることが必須となり、8
mm以下に鋳造すればよいことが判明した。
つき検討した結果、鋳塊厚が薄い程冷却速度が速くな
り、晶出物が微細化可能であることが判明した。また、
この時生じた晶出物は熱間圧延・冷間圧延等の後工程で
はなかなか減らすことができないことを究明した。そこ
で、鋳造厚をできるだけ薄くすることが必須となり、8
mm以下に鋳造すればよいことが判明した。
【0024】次いで、熱間圧延について検討した結果、
熱間圧延時には温度をいくら高くしても晶出物は増加す
ることを究明した。これは熱間圧延時に生じる歪みに起
因して、固溶しているSi・Feが析出してくるためであ
る。但し、熱間圧延温度が高いほど晶出物の析出量の低
減が可能である。しかし、最も望ましいことは熱間圧延
を行わないことであることを究明した。この熱間圧延工
程は通常、角形の鋳塊を板状にするために行うが、上記
のように鋳造時の鋳塊厚が薄ければ必ずしも必要な工程
ではない。一方、冷間圧延工程は、合金の結晶粒径を小
さくし強度を保つために必須の工程であるが、冷間圧延
温度が200℃以下と低いため溶質の析出が起こらず、
この工程では晶出物の粗大化は起こらないことが判明し
た。
熱間圧延時には温度をいくら高くしても晶出物は増加す
ることを究明した。これは熱間圧延時に生じる歪みに起
因して、固溶しているSi・Feが析出してくるためであ
る。但し、熱間圧延温度が高いほど晶出物の析出量の低
減が可能である。しかし、最も望ましいことは熱間圧延
を行わないことであることを究明した。この熱間圧延工
程は通常、角形の鋳塊を板状にするために行うが、上記
のように鋳造時の鋳塊厚が薄ければ必ずしも必要な工程
ではない。一方、冷間圧延工程は、合金の結晶粒径を小
さくし強度を保つために必須の工程であるが、冷間圧延
温度が200℃以下と低いため溶質の析出が起こらず、
この工程では晶出物の粗大化は起こらないことが判明し
た。
【0025】以上のように、鋳造時の晶出物を微細化さ
せるための薄肉鋳造法により、熱間圧延工程を省略すれ
ば、後工程での晶出物粗大化をもなくすことができ、高
Mg材であっても品質の安定・メッキ欠陥の皆無化が可
能であることが判明した。この薄肉鋳造法によれば、M
gが揮発する前に鋳塊中心部でも凝固が終了し、更に高
いMg含有量まで対応できることも判明した。
せるための薄肉鋳造法により、熱間圧延工程を省略すれ
ば、後工程での晶出物粗大化をもなくすことができ、高
Mg材であっても品質の安定・メッキ欠陥の皆無化が可
能であることが判明した。この薄肉鋳造法によれば、M
gが揮発する前に鋳塊中心部でも凝固が終了し、更に高
いMg含有量まで対応できることも判明した。
【0026】以上の知見に基づいて、薄板連鋳法を適用
した薄肉ディスク用アルミニウム合金板の製造技術を完
成したものである。
した薄肉ディスク用アルミニウム合金板の製造技術を完
成したものである。
【0027】すなわち、本発明は、必須元素として、M
g:5.5〜7.5%を含有し、更にCu:0.03〜0.3
%、Mn:0.1〜0.5%を含有し、必要に応じて更にZ
n:0.3%以下を含有し、残部がAl及び不純物からな
り、該不純物のうちFeとSiをそれぞれFe≦0.1%、
Si≦0.1%に規制し、かつMn量とFe量の比(Mn/F
e)が3以上であることを特徴とするDC鋳造法を適用し
た薄肉ディスク用アルミニウム合金板を要旨としてい
る。
g:5.5〜7.5%を含有し、更にCu:0.03〜0.3
%、Mn:0.1〜0.5%を含有し、必要に応じて更にZ
n:0.3%以下を含有し、残部がAl及び不純物からな
り、該不純物のうちFeとSiをそれぞれFe≦0.1%、
Si≦0.1%に規制し、かつMn量とFe量の比(Mn/F
e)が3以上であることを特徴とするDC鋳造法を適用し
た薄肉ディスク用アルミニウム合金板を要旨としてい
る。
【0028】また、その製造方法は、上記化学成分を有
するアルミニウム合金について、DC鋳造法による鋳塊
を510℃以上の高温で均熱後、表面のみ冷却し、表面
温度が450℃となるまで圧延率を5%以下とする熱間
圧延を行うか、若しくは表面温度が450℃以下となっ
た後に熱間圧延を行うことを特徴としている。
するアルミニウム合金について、DC鋳造法による鋳塊
を510℃以上の高温で均熱後、表面のみ冷却し、表面
温度が450℃となるまで圧延率を5%以下とする熱間
圧延を行うか、若しくは表面温度が450℃以下となっ
た後に熱間圧延を行うことを特徴としている。
【0029】更に、他の本発明は、必須元素として、M
g:5.5〜8.0%を含有し、更にCu:0.03〜0.3
%、Mn:0.1〜0.5%を含有し、必要に応じて更にZ
n:0.5%以下を含有し、残部がAl及び不純物からな
り、該不純物のうちFeとSiをそれぞれFe≦0.1%、
Si≦0.1%に規制したことを特徴とする薄板連鋳法を
適用した薄肉ディスク用アルミニウム合金板を要旨とし
ている。
g:5.5〜8.0%を含有し、更にCu:0.03〜0.3
%、Mn:0.1〜0.5%を含有し、必要に応じて更にZ
n:0.5%以下を含有し、残部がAl及び不純物からな
り、該不純物のうちFeとSiをそれぞれFe≦0.1%、
Si≦0.1%に規制したことを特徴とする薄板連鋳法を
適用した薄肉ディスク用アルミニウム合金板を要旨とし
ている。
【0030】また、その製造方法は、上記化学成分を有
するアルミニウム合金について、薄板連鋳法により厚さ
8mm以下に鋳造し、その後熱間圧延工程を省略して、冷
間圧延することを特徴としている。
するアルミニウム合金について、薄板連鋳法により厚さ
8mm以下に鋳造し、その後熱間圧延工程を省略して、冷
間圧延することを特徴としている。
【0031】
【作用】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Al合金の化学成分の限定理由を説明す
る。
発明におけるAl合金の化学成分の限定理由を説明す
る。
【0032】Mg:MgはAl合金基盤の強度向上に最も
有効な元素であり、通常ディスク材としては4%程度添
加されている。しかし、この添加量では地金純度が高純
化した場合に十分な強度が得られないため、高純材で薄
肉化するには5.5%以上が必要である。しかし、DC
鋳造法の場合はMg量が7.5%を超えると偏析等の問題
が非常に大きくなって産業上利用することが非常に難し
くなり、一方、たとえ薄板連鋳法を適用してもMg量が
8.0%を超えると偏析等の問題が生じ、産業上利用で
きない。したがって、Mgの含有量は、DC鋳造法の場
合は5.5〜7.5%、好ましくは6.2〜7.5%であ
り、薄板連鋳法の場合は5.5〜8.0%とする。
有効な元素であり、通常ディスク材としては4%程度添
加されている。しかし、この添加量では地金純度が高純
化した場合に十分な強度が得られないため、高純材で薄
肉化するには5.5%以上が必要である。しかし、DC
鋳造法の場合はMg量が7.5%を超えると偏析等の問題
が非常に大きくなって産業上利用することが非常に難し
くなり、一方、たとえ薄板連鋳法を適用してもMg量が
8.0%を超えると偏析等の問題が生じ、産業上利用で
きない。したがって、Mgの含有量は、DC鋳造法の場
合は5.5〜7.5%、好ましくは6.2〜7.5%であ
り、薄板連鋳法の場合は5.5〜8.0%とする。
【0033】Mn:Mnは加工硬度を促進し、且つ焼鈍再
結晶温度を上げるために必要な元素である。また、メッ
キ欠陥の寸法を減少させる効果がある。これは、粗大な
Al−Fe系晶出物の一部を置換してAl<Mn・Fe>をつ
くり、結果として粗大なAl−Fe系晶出物が減少するこ
とに起因している。しかし、Mn量が0.1%未満ではこ
の効果が十分に期待できず、また0.5%を超えて添加
するとピット(メッキに生じる穴)が急速に増加するため
好ましくない。したがって、Mnの添加量は0.1〜0.
5%とする。
結晶温度を上げるために必要な元素である。また、メッ
キ欠陥の寸法を減少させる効果がある。これは、粗大な
Al−Fe系晶出物の一部を置換してAl<Mn・Fe>をつ
くり、結果として粗大なAl−Fe系晶出物が減少するこ
とに起因している。しかし、Mn量が0.1%未満ではこ
の効果が十分に期待できず、また0.5%を超えて添加
するとピット(メッキに生じる穴)が急速に増加するため
好ましくない。したがって、Mnの添加量は0.1〜0.
5%とする。
【0034】Mn/Fe:Mn添加には上記の効果があ
る。しかし、DC鋳造法による場合、Fe量に対するMn
量の比(Mn/Fe)がMn/Fe<3の場合には、上記組成
範囲内でもピットが非常に多く生じる。これは、Mn/
Fe<3であると、MnがFe量に比較して少なすぎず、
Al<Fe・Mn>系晶出物と共に、粗大なAl−Fe系晶出
物が生じてしまうためである。ここで、Al−Fe系晶出
物がピットの原因となるのは、Al地とAl−Fe系晶出
物の電位差が大きいことに起因している。Al<Fe・Mn
>系晶出物の場合には、Al地と電位差が小さいために
ピットが生じ難い。したがって、DC鋳造法による場合
には、Mn/Fe≧3の関係を満足する必要がある。な
お、ピツトが生じるか否かはメッキ条件との兼ね合いに
もよるので、望ましくはMn/Fe≧5である。
る。しかし、DC鋳造法による場合、Fe量に対するMn
量の比(Mn/Fe)がMn/Fe<3の場合には、上記組成
範囲内でもピットが非常に多く生じる。これは、Mn/
Fe<3であると、MnがFe量に比較して少なすぎず、
Al<Fe・Mn>系晶出物と共に、粗大なAl−Fe系晶出
物が生じてしまうためである。ここで、Al−Fe系晶出
物がピットの原因となるのは、Al地とAl−Fe系晶出
物の電位差が大きいことに起因している。Al<Fe・Mn
>系晶出物の場合には、Al地と電位差が小さいために
ピットが生じ難い。したがって、DC鋳造法による場合
には、Mn/Fe≧3の関係を満足する必要がある。な
お、ピツトが生じるか否かはメッキ条件との兼ね合いに
もよるので、望ましくはMn/Fe≧5である。
【0036】Cu:CuはAl合金中に均一に固溶し、ジ
ンケート処理時のZnの基板表面への析出を均一微細に
する効果を持っている。これによってメッキ面のノジュ
ールの発生を抑制することができる。しかし、Cu量が
0.03%未満では上記の効果が得られず、また0.3%
を超えて添加するとノジュールの発生が多大となった
り、結晶粒界のエッチング性が過剰となり、メッキ面の
平滑性を損ねるので好ましくない。したがって、Cu量
は0.03〜0.3%とする。
ンケート処理時のZnの基板表面への析出を均一微細に
する効果を持っている。これによってメッキ面のノジュ
ールの発生を抑制することができる。しかし、Cu量が
0.03%未満では上記の効果が得られず、また0.3%
を超えて添加するとノジュールの発生が多大となった
り、結晶粒界のエッチング性が過剰となり、メッキ面の
平滑性を損ねるので好ましくない。したがって、Cu量
は0.03〜0.3%とする。
【0037】Zn:ZnもAl合金中に均一に固溶し、ジ
ンケート時のZnの基板表面への析出を均一・微細と
し、ノジュールの発生を抑制する効果がある。但し、Z
nの適正添加量はメッキ条件により大きく変わることが
判明した。すなわち、Zn無添加とした場合には、メッ
キピットの生じ難い条件でメッキした場合にはノジュー
ルの低減が可能であるが、逆にメッキピットの生じ易い
条件でメッキを行った場合、多数のメッキピットが生じ
てしまう。また、添加量が多すぎると、結晶粒界のエッ
チング性が過剰となりメッキ欠陥の原因となる。したが
って、Zn添加量は、無添加が好ましく、添加するとき
は、DC鋳造による場合には0.3%以下とし、好まし
くは0.08%以下であり、一方、薄板連鋳による場合
には0.5%以下とする。
ンケート時のZnの基板表面への析出を均一・微細と
し、ノジュールの発生を抑制する効果がある。但し、Z
nの適正添加量はメッキ条件により大きく変わることが
判明した。すなわち、Zn無添加とした場合には、メッ
キピットの生じ難い条件でメッキした場合にはノジュー
ルの低減が可能であるが、逆にメッキピットの生じ易い
条件でメッキを行った場合、多数のメッキピットが生じ
てしまう。また、添加量が多すぎると、結晶粒界のエッ
チング性が過剰となりメッキ欠陥の原因となる。したが
って、Zn添加量は、無添加が好ましく、添加するとき
は、DC鋳造による場合には0.3%以下とし、好まし
くは0.08%以下であり、一方、薄板連鋳による場合
には0.5%以下とする。
【0038】Fe:Feは地金不純物として混入し、鋳造
工程等においてAl−Fe系金属間化合物を生じ易い。こ
の金属間化合物はディスク用基盤としての加工、所謂サ
ブストレート加工時の切削や研磨・研削等の加工工程に
おいて脱落し、窪みとなったり、また、メッキ前処理工
程において脱落しメッキ面のピット原因となる。このた
め、Fe量は0.1%以下とする。なお、Fe量の下限値
は特に定めるものではないが、0.005%以下では純
度99.99%等の極めて高価な地金を必要とするた
め、経済的に無駄であるばかりでなく、メッキを施す場
合には晶出物微細化の効果も飽和しており、メッキの密
着性にも問題が生じるので、0.005%以上が好まし
い。
工程等においてAl−Fe系金属間化合物を生じ易い。こ
の金属間化合物はディスク用基盤としての加工、所謂サ
ブストレート加工時の切削や研磨・研削等の加工工程に
おいて脱落し、窪みとなったり、また、メッキ前処理工
程において脱落しメッキ面のピット原因となる。このた
め、Fe量は0.1%以下とする。なお、Fe量の下限値
は特に定めるものではないが、0.005%以下では純
度99.99%等の極めて高価な地金を必要とするた
め、経済的に無駄であるばかりでなく、メッキを施す場
合には晶出物微細化の効果も飽和しており、メッキの密
着性にも問題が生じるので、0.005%以上が好まし
い。
【0039】Si:Siも地金不純物として混入するもの
であり、鋳造工程等においてMg−Si系晶出物を生じ
る。このMg−Si系晶出物はメッキ前処理工程において
脱落し、メッキピットの原因となるため、Si量は0.1
%以下とする。より好ましくは0.06%以下である。
なお、Si量の下限値は特に定めるものではないが、0.
005%以下では純度99.99%等の極めて高価な地
金を必要とするため、経済的に無駄であるばかりでな
く、メッキを施す場合には晶出物微細化の効果も飽和し
ており、メッキの密着性にも問題が生じるので、0.0
05%以上が好ましい。
であり、鋳造工程等においてMg−Si系晶出物を生じ
る。このMg−Si系晶出物はメッキ前処理工程において
脱落し、メッキピットの原因となるため、Si量は0.1
%以下とする。より好ましくは0.06%以下である。
なお、Si量の下限値は特に定めるものではないが、0.
005%以下では純度99.99%等の極めて高価な地
金を必要とするため、経済的に無駄であるばかりでな
く、メッキを施す場合には晶出物微細化の効果も飽和し
ており、メッキの密着性にも問題が生じるので、0.0
05%以上が好ましい。
【0040】なお、本発明に係るディスク用アルミニウ
ム合金においては、これらの不純物以外のCr、Ti、B
等については、JIS5086合金に許容されている範
囲において含まれていてもよい。
ム合金においては、これらの不純物以外のCr、Ti、B
等については、JIS5086合金に許容されている範
囲において含まれていてもよい。
【0041】次に本発明の製造工程について説明する。
【0042】まず、適当な地金純度を持つアルミニウム
合金を融点以上で溶解し、更にMg・Mn・Cu等を適当
濃度となるように添加する。そして、その後鋳造を行
う。鋳造法としてはDC鋳造法と薄板連鋳法があるが、
本発明においては、以下に示す理由により、DC鋳造法
の場合には続いて熱間圧延を特定の条件下で行い、薄板
連鋳法の場合には熱間圧延を省略する。
合金を融点以上で溶解し、更にMg・Mn・Cu等を適当
濃度となるように添加する。そして、その後鋳造を行
う。鋳造法としてはDC鋳造法と薄板連鋳法があるが、
本発明においては、以下に示す理由により、DC鋳造法
の場合には続いて熱間圧延を特定の条件下で行い、薄板
連鋳法の場合には熱間圧延を省略する。
【0043】DC鋳造:DC鋳造で得られる鋳塊は51
0℃以上の温度で均熱する。このような高温均熱は、晶
出物を微細化するために必要である。晶出物とは鋳造時
に生じる金属間化合物の総称であるが、この晶出物が粗
大になると、グラインド若しくはメッキ工程においてこ
の晶出物が脱落し、メッキ欠陥の原因となることが知ら
れている。そこで、晶出物を微細化し、メッキ欠陥が生
じないようにする必要がある。この晶出物微細化のため
には鋳造時に冷却速度を速くして、粗大な晶出物が生じ
ないようにすること、及び均熱により鋳造時に生じた晶
出物を固溶させることが必要となる。そこで、本発明者
らは、均熱による晶出物の固溶条件につき調査した結
果、510℃未満の均熱では晶出物はむしろ粗大化して
しまうことが判明した。これは、510℃未満の温度で
は晶出物がAl地金中に固溶せず、むしろ晶出物の周囲
に金属間化合物が集まってくるためである。なお、51
0℃以上であると晶出物は微細化するが、生産性を考慮
した時間内で均熱を完了させるためには、530℃以上
が望ましい。
0℃以上の温度で均熱する。このような高温均熱は、晶
出物を微細化するために必要である。晶出物とは鋳造時
に生じる金属間化合物の総称であるが、この晶出物が粗
大になると、グラインド若しくはメッキ工程においてこ
の晶出物が脱落し、メッキ欠陥の原因となることが知ら
れている。そこで、晶出物を微細化し、メッキ欠陥が生
じないようにする必要がある。この晶出物微細化のため
には鋳造時に冷却速度を速くして、粗大な晶出物が生じ
ないようにすること、及び均熱により鋳造時に生じた晶
出物を固溶させることが必要となる。そこで、本発明者
らは、均熱による晶出物の固溶条件につき調査した結
果、510℃未満の均熱では晶出物はむしろ粗大化して
しまうことが判明した。これは、510℃未満の温度で
は晶出物がAl地金中に固溶せず、むしろ晶出物の周囲
に金属間化合物が集まってくるためである。なお、51
0℃以上であると晶出物は微細化するが、生産性を考慮
した時間内で均熱を完了させるためには、530℃以上
が望ましい。
【0043】薄板連鋳:一方、薄板連鋳の場合には、鋳
塊厚さは8mm以下が好ましい。これは、鋳造時の冷却速
度を増加させ、晶出物を微細化させるためである。鋳塊
厚さが8mmを超えると冷却速度が遅くなるばかりでな
く、中心部に溶質が集中してしまい、同部分が非常に脆
弱となってしまうので好ましくない。冷却速度は鋳造板
厚が薄いほど速くなるが、HDD用Al合金基盤の厚さ
は1.5mm程度であり、強度的に見ると冷間圧延率は5
0%以上が望ましいため、3mm以下の厚さは望ましくな
い。なお、この鋳塊に均熱を行うのが望ましい。この熱
処理は、鋳造歪みを取り除き圧延が可能となる状態にす
るため、及び鋳造組織を均一化するために行う。この熱
処理温度は、300℃以下である場合には均質化の効果
が十分でなく、また550℃以上ではAl合金が溶解し
てしまうため、300〜550℃の温度が望ましい。
塊厚さは8mm以下が好ましい。これは、鋳造時の冷却速
度を増加させ、晶出物を微細化させるためである。鋳塊
厚さが8mmを超えると冷却速度が遅くなるばかりでな
く、中心部に溶質が集中してしまい、同部分が非常に脆
弱となってしまうので好ましくない。冷却速度は鋳造板
厚が薄いほど速くなるが、HDD用Al合金基盤の厚さ
は1.5mm程度であり、強度的に見ると冷間圧延率は5
0%以上が望ましいため、3mm以下の厚さは望ましくな
い。なお、この鋳塊に均熱を行うのが望ましい。この熱
処理は、鋳造歪みを取り除き圧延が可能となる状態にす
るため、及び鋳造組織を均一化するために行う。この熱
処理温度は、300℃以下である場合には均質化の効果
が十分でなく、また550℃以上ではAl合金が溶解し
てしまうため、300〜550℃の温度が望ましい。
【0044】熱間圧延:DC鋳造による場合に限り、そ
の後、熱間圧延を行う。従来、ディスク用のAl合金と
して主にAl−4.0%Mg合金が使用されているが、こ
のようなAl合金では、熱間圧延を500℃以上で行う
ことが必要とされてきた。これは、上記均熱温度の項で
説明したように、熱間圧延開始温度が500℃以下とな
った場合に、晶出物が非常に粗大化するためである。
の後、熱間圧延を行う。従来、ディスク用のAl合金と
して主にAl−4.0%Mg合金が使用されているが、こ
のようなAl合金では、熱間圧延を500℃以上で行う
ことが必要とされてきた。これは、上記均熱温度の項で
説明したように、熱間圧延開始温度が500℃以下とな
った場合に、晶出物が非常に粗大化するためである。
【0045】一方で、5.8%以上のMgを含むAl合金
では、500℃以上の高温で熱間圧延を行った場合に
は、表面割れが生じてしまうという問題が生じる。そこ
で、この割れを防止するため、鋳塊若しくは熱延板の温
度が450℃以下となるまで歪みの導入量を少なくし
て、巨大な結晶粒が生じないようにする必要がある。し
かし、従来高Mg含有Al合金で行われてきたように、鋳
塊若しくは圧延板全体を450℃以下としてしまうと、
前述の如く晶出物が粗大化してしまう。そこで、このよ
うな高Mg合金をディスクに適用する場合、事実上ディ
スクとして使用される鋳塊若しくは熱延板の内部は、5
00℃以上の温度に保つ必要がある。
では、500℃以上の高温で熱間圧延を行った場合に
は、表面割れが生じてしまうという問題が生じる。そこ
で、この割れを防止するため、鋳塊若しくは熱延板の温
度が450℃以下となるまで歪みの導入量を少なくし
て、巨大な結晶粒が生じないようにする必要がある。し
かし、従来高Mg含有Al合金で行われてきたように、鋳
塊若しくは圧延板全体を450℃以下としてしまうと、
前述の如く晶出物が粗大化してしまう。そこで、このよ
うな高Mg合金をディスクに適用する場合、事実上ディ
スクとして使用される鋳塊若しくは熱延板の内部は、5
00℃以上の温度に保つ必要がある。
【0046】そこで、本発明者らはその対策について研
究を重ねた結果、油等を含む水により鋳塊若しくは板の
表面のみ温度を低くし、鋳塊の中心部では温度を500
℃以上に保つことにより、表面での割れを防止し、且つ
事実上問題とされる部分での晶出物は微細とすることが
可能であることを見出した。更に、その際、板表面での
温度が450℃となるまで、圧下率を5%以下とするこ
とにより、高温での歪みの導入量を少なくすることがで
き、熱間圧延による割れを防止することができることを
見出した。
究を重ねた結果、油等を含む水により鋳塊若しくは板の
表面のみ温度を低くし、鋳塊の中心部では温度を500
℃以上に保つことにより、表面での割れを防止し、且つ
事実上問題とされる部分での晶出物は微細とすることが
可能であることを見出した。更に、その際、板表面での
温度が450℃となるまで、圧下率を5%以下とするこ
とにより、高温での歪みの導入量を少なくすることがで
き、熱間圧延による割れを防止することができることを
見出した。
【0047】すなわち、上記のAl合金鋳塊(或いは薄板
連続鋳造コイル)に均熱処理及び圧延を施すが、この
時、均熱処理は510℃以上の温度で好ましくは48時
間以内の保持を行い、次いで熱間圧延では、前記の如く
板に割れが生じないように、表面のみ450℃まで低下
するまで熱間加工率を5%以下に抑えて熱延を行うか、
或いは表面温度が450℃となるまで圧延を行わないで
450℃以下まで低下させてから熱延を行うことが必要
である。なお、表面の冷却には適宜の冷媒を使用できる
が、油等を含む水が好ましい。
連続鋳造コイル)に均熱処理及び圧延を施すが、この
時、均熱処理は510℃以上の温度で好ましくは48時
間以内の保持を行い、次いで熱間圧延では、前記の如く
板に割れが生じないように、表面のみ450℃まで低下
するまで熱間加工率を5%以下に抑えて熱延を行うか、
或いは表面温度が450℃となるまで圧延を行わないで
450℃以下まで低下させてから熱延を行うことが必要
である。なお、表面の冷却には適宜の冷媒を使用できる
が、油等を含む水が好ましい。
【0048】一方、薄板連鋳による場合には、熱間圧延
を省略する。その理由は以下のとおりである。
を省略する。その理由は以下のとおりである。
【0049】すなわち、熱間圧延は、通常使用されるダ
イレクトキャスティング法では必須に行われる工程であ
り、厚さ200mm以上の鋳塊を20mm以下の板に成形す
る工程である。同工程につき本発明者らが鋭意検討した
結果、如何に高温で熱間圧延を行っても、みの工程では
晶出物の粗大化が生じることが判明した。この原因につ
き検討したところ、同工程のように300℃以上という
高温で圧延を行うと、歪み応力によりAl中に固溶して
いるSi・Fe等がAl−Fe・Mg−Si系金属間化合物と
して析出し、結果として晶出物の粗大化が起きてしまう
ことを究明した。なお、晶出物とは通常鋳造中に生じ
る、例えばAl−Fe系、Mg−Si系の金属間化合物を指
し、析出物とは熱間圧延等で生じる微細な金属間化合物
を示す。熱間圧延中に晶出物が粗大化するのは、この金
属間化合物の析出が晶出物上に起こるために生じること
を究明した。そこで、本発明の合金のように、メッキ欠
陥の皆無化のため、粗大晶出物の皆無化が必須にも拘ら
ず、組成上晶出物を生じ易い合金では熱間圧延を省くこ
とが必要となる。
イレクトキャスティング法では必須に行われる工程であ
り、厚さ200mm以上の鋳塊を20mm以下の板に成形す
る工程である。同工程につき本発明者らが鋭意検討した
結果、如何に高温で熱間圧延を行っても、みの工程では
晶出物の粗大化が生じることが判明した。この原因につ
き検討したところ、同工程のように300℃以上という
高温で圧延を行うと、歪み応力によりAl中に固溶して
いるSi・Fe等がAl−Fe・Mg−Si系金属間化合物と
して析出し、結果として晶出物の粗大化が起きてしまう
ことを究明した。なお、晶出物とは通常鋳造中に生じ
る、例えばAl−Fe系、Mg−Si系の金属間化合物を指
し、析出物とは熱間圧延等で生じる微細な金属間化合物
を示す。熱間圧延中に晶出物が粗大化するのは、この金
属間化合物の析出が晶出物上に起こるために生じること
を究明した。そこで、本発明の合金のように、メッキ欠
陥の皆無化のため、粗大晶出物の皆無化が必須にも拘ら
ず、組成上晶出物を生じ易い合金では熱間圧延を省くこ
とが必要となる。
【0050】熱間圧延を行った場合も、また省略した場
合も、次いで、冷間圧延を行う。冷間圧延工程ではディ
スクとして使用できる厚みまで板厚を薄くする。この工
程は200℃以下の低温で行われるために晶出物の粗大
化は生じないことが判明した。また、この工程により結
晶粒サイズの微細化が生じるため、本発明の如く強度を
目的とする場合には必須の工程となる。
合も、次いで、冷間圧延を行う。冷間圧延工程ではディ
スクとして使用できる厚みまで板厚を薄くする。この工
程は200℃以下の低温で行われるために晶出物の粗大
化は生じないことが判明した。また、この工程により結
晶粒サイズの微細化が生じるため、本発明の如く強度を
目的とする場合には必須の工程となる。
【0051】冷間圧延工程後の工程及び条件は特に制限
されるものではない。この圧延板を打ち抜き、切削等に
よりディスク形状として、歪み除去のため必要に応じて
焼鈍を行う。以上の工程が所謂ディスクブランク製造工
程である。
されるものではない。この圧延板を打ち抜き、切削等に
よりディスク形状として、歪み除去のため必要に応じて
焼鈍を行う。以上の工程が所謂ディスクブランク製造工
程である。
【0052】通常の圧延板は粗度が例えばRa=0.1〜
0.5μmと、ディスク基盤としては大きく、また歪みも
更に低下させる必要があるので、切削或いは研磨により
ディスク表面を削除するが、この場合、5μm未満の表
面削除では歪み除去が十分でなく、また50μmを超え
ると生産性、コスト的に問題があるので、アルミニウム
合金板のディスク基盤としては、5〜50μmの研削量
が適当である。その後加工歪みを除去するために必要に
応じて焼鈍を行う。以上の工程が、所謂Alサブストレ
ート加工である。
0.5μmと、ディスク基盤としては大きく、また歪みも
更に低下させる必要があるので、切削或いは研磨により
ディスク表面を削除するが、この場合、5μm未満の表
面削除では歪み除去が十分でなく、また50μmを超え
ると生産性、コスト的に問題があるので、アルミニウム
合金板のディスク基盤としては、5〜50μmの研削量
が適当である。その後加工歪みを除去するために必要に
応じて焼鈍を行う。以上の工程が、所謂Alサブストレ
ート加工である。
【0053】このサブストレートに下地メッキを行う。
メッキ工程は通常、脱脂、エッチング、Zn置換等の前
処理工程及び実際のメッキ膜形成工程からなる。メッキ
膜には通常Ni−P等の非磁性のものを使用するが、こ
のNi−P等のメッキを行う前に同等のストライクメッ
キを行う方法もある。メッキ工程は、表面に硬さを付与
する目的等のために行われるので、最低5μm以上のメ
ッキ膜とするのが望ましく、また余り厚くするとメッキ
液が多量に必要であり、経済的に不利であるので、20
μm以上とするのは好ましくない。このメッキ工程によ
り、所謂下地メッキ基盤を作製できる。
メッキ工程は通常、脱脂、エッチング、Zn置換等の前
処理工程及び実際のメッキ膜形成工程からなる。メッキ
膜には通常Ni−P等の非磁性のものを使用するが、こ
のNi−P等のメッキを行う前に同等のストライクメッ
キを行う方法もある。メッキ工程は、表面に硬さを付与
する目的等のために行われるので、最低5μm以上のメ
ッキ膜とするのが望ましく、また余り厚くするとメッキ
液が多量に必要であり、経済的に不利であるので、20
μm以上とするのは好ましくない。このメッキ工程によ
り、所謂下地メッキ基盤を作製できる。
【0054】次にこの下地メッキ基盤は研磨工程に供せ
られ、メッキ欠陥の除去及び表面の平滑性が得られる。
更に、所謂テクスチャ処理を必要に応じて行い、スパッ
タ等により磁性体皮膜を形成した後、磁気ディスクとし
て使用する。
られ、メッキ欠陥の除去及び表面の平滑性が得られる。
更に、所謂テクスチャ処理を必要に応じて行い、スパッ
タ等により磁性体皮膜を形成した後、磁気ディスクとし
て使用する。
【0055】次に本発明の実施例を示す。
【0056】
【実施例1】
【0057】表1に示す化学成分のアルミニウム合金を
造塊後、面削して50mm×220mm×250mmの鋳塊と
した。次いで520℃で均熱処理を行い、その後、同表
に示す条件(熱延開始温度、加工率)で熱間圧延を行っ
た。その際、板表面の冷却には油を含む水を用いた。こ
の熱間圧延において、板表面温度を測定し、割れの有無
を調査した。その結果を表1に併記する。熱間圧延での
仕上板厚を6mmとして、その後、0.9mmまで冷間圧延
を行った。
造塊後、面削して50mm×220mm×250mmの鋳塊と
した。次いで520℃で均熱処理を行い、その後、同表
に示す条件(熱延開始温度、加工率)で熱間圧延を行っ
た。その際、板表面の冷却には油を含む水を用いた。こ
の熱間圧延において、板表面温度を測定し、割れの有無
を調査した。その結果を表1に併記する。熱間圧延での
仕上板厚を6mmとして、その後、0.9mmまで冷間圧延
を行った。
【0058】次に、この板材を打ち抜き加工して、外径
130mm、内径40mmの中空円盤とし、340℃にて2
時間の歪み取り焼鈍を行った。更に円盤の表面を切削加
工してサブストレートとした後、メッキ試験を行った。
メッキ工程を表2に示す。
130mm、内径40mmの中空円盤とし、340℃にて2
時間の歪み取り焼鈍を行った。更に円盤の表面を切削加
工してサブストレートとした後、メッキ試験を行った。
メッキ工程を表2に示す。
【0059】これらのメッキ試験の結果及び機械的性質
を表3に示す。但し、熱間圧延にて割れの生じたものに
関しては調査しなかった。メッキ試験の評価は、光学顕
微鏡により640倍率で66面観察して、直径10μm
以上のノジュール、及び直径1μm以上のピットの数を
カウントすることにより行った。ノジュール数は5個/
mm2以下のものを◎、10個/mm2以下のものを○、20
個/mm2以下のものを△、30個/mm2以上のものを×と
して表示し、ピット数は0個/mm2のものを○、5個/m
m2以下のものを△、それ以上のものを×として表示し
た。総合評価は、ハンドリング時の変形抵抗を示す耐力
が150N/mm2以上あり、かつメッキピットが生じな
いものを○、耐力は高いがメッキピットが生じたものを
△、また耐力が低いものはメッキ欠陥が生じていなくて
も×とした。
を表3に示す。但し、熱間圧延にて割れの生じたものに
関しては調査しなかった。メッキ試験の評価は、光学顕
微鏡により640倍率で66面観察して、直径10μm
以上のノジュール、及び直径1μm以上のピットの数を
カウントすることにより行った。ノジュール数は5個/
mm2以下のものを◎、10個/mm2以下のものを○、20
個/mm2以下のものを△、30個/mm2以上のものを×と
して表示し、ピット数は0個/mm2のものを○、5個/m
m2以下のものを△、それ以上のものを×として表示し
た。総合評価は、ハンドリング時の変形抵抗を示す耐力
が150N/mm2以上あり、かつメッキピットが生じな
いものを○、耐力は高いがメッキピットが生じたものを
△、また耐力が低いものはメッキ欠陥が生じていなくて
も×とした。
【0060】表3から明らかなように、本発明例はいず
れも、強度において優れ、且つメッキ性も良好である。
れも、強度において優れ、且つメッキ性も良好である。
【0061】
【表1】
【0062】
【表2】
【0063】
【表3】
【0064】
【実施例2】表4に示す化学成分を有するアルミニウム
合金を造解後、面削くして、50mm×220mm×250
mmの鋳塊とした。次いで530℃で均熱処理を行い、そ
の後熱間圧延を行った。熱間圧延は、油を含む水により
表面温度が450℃になるまで加工率3%とした。熱間
圧延での仕上板厚を6mmとして、その後、0.9mmまで
冷間圧延を行った。この圧延板を340℃でO材とした
後、0.9mm×10mm×200mmに加工して曲げ試験及
び落下試験を行った。
合金を造解後、面削くして、50mm×220mm×250
mmの鋳塊とした。次いで530℃で均熱処理を行い、そ
の後熱間圧延を行った。熱間圧延は、油を含む水により
表面温度が450℃になるまで加工率3%とした。熱間
圧延での仕上板厚を6mmとして、その後、0.9mmまで
冷間圧延を行った。この圧延板を340℃でO材とした
後、0.9mm×10mm×200mmに加工して曲げ試験及
び落下試験を行った。
【0065】曲げ試験は、板の長さ方向の一端を固定し
て他端に85Nの荷重を加え、この時の変形量を測定す
る方法を用いた(図1参照)。ここで、数値の小さい材料
ほど耐ハンドリング性が良好である。落下テストはデュ
ポン製のテスト機を使用して行った(図2参照)。同テス
トでは163gのポンチ高さ50mmから試験片を落下さ
せ、その時の試験片の変形量を測定する方法を使用し
た。このテストでも数値の小さい材料ほど耐ハンドリン
グ性が良好である。
て他端に85Nの荷重を加え、この時の変形量を測定す
る方法を用いた(図1参照)。ここで、数値の小さい材料
ほど耐ハンドリング性が良好である。落下テストはデュ
ポン製のテスト機を使用して行った(図2参照)。同テス
トでは163gのポンチ高さ50mmから試験片を落下さ
せ、その時の試験片の変形量を測定する方法を使用し
た。このテストでも数値の小さい材料ほど耐ハンドリン
グ性が良好である。
【0066】試験結果を表5に示す。この表からわかる
ように、本発明例は、従来合金に比較して耐ハンドリン
グ性が格段に優れている。
ように、本発明例は、従来合金に比較して耐ハンドリン
グ性が格段に優れている。
【0067】
【表4】
【0068】
【表5】
【0069】
【実施例3】
【0070】表6に示す化学成分のアルミニウム合金を
薄板連鋳法により厚さ7mmに造塊後、510℃で均熱処
理を行った。その後、0.9mmまで冷間圧延を行った。
更に350℃でねつ処理を行い、機械的性質及び硬さを
測定した。強度の評価は、耐力が160N/mm2以上且
つ硬さが80MHv以上のものを◎、耐力が130N/m
m2以上且つ硬さが70MHv以上のものを○とし、それ
以外のものを×とした。これらの結果を表7に示す。
薄板連鋳法により厚さ7mmに造塊後、510℃で均熱処
理を行った。その後、0.9mmまで冷間圧延を行った。
更に350℃でねつ処理を行い、機械的性質及び硬さを
測定した。強度の評価は、耐力が160N/mm2以上且
つ硬さが80MHv以上のものを◎、耐力が130N/m
m2以上且つ硬さが70MHv以上のものを○とし、それ
以外のものを×とした。これらの結果を表7に示す。
【0071】また、この冷間圧延板をディスクに打ち抜
き、サブ加工を行った後、市販のメッキ液を使用してN
i−Pメッキを施し、メッキ欠陥の評価を行った。評価
基準としては、10μm以上のノジュールが無く、ピッ
トの無いものを◎、10μm以上のノジュールが10個
/mm2以下でピットの無いものを○、10μm以上のノジ
ュールが10個/mm2以上、若しくはピットの存在する
ものを×とした。その結果を表7に示す。
き、サブ加工を行った後、市販のメッキ液を使用してN
i−Pメッキを施し、メッキ欠陥の評価を行った。評価
基準としては、10μm以上のノジュールが無く、ピッ
トの無いものを◎、10μm以上のノジュールが10個
/mm2以下でピットの無いものを○、10μm以上のノジ
ュールが10個/mm2以上、若しくはピットの存在する
ものを×とした。その結果を表7に示す。
【0072】表7より明らかなように、本発明例は、い
ずれも優れた強度とメッキ性を兼ね合わせていることが
わかる。
ずれも優れた強度とメッキ性を兼ね合わせていることが
わかる。
【0073】
【表6】
【0074】
【表7】
【0075】
【実施例4】
【0076】表8に示す化学成分のアルミニウム合金
を、薄板連鋳法により鋳塊厚みが5〜100mmとなるよ
うに造塊し、その後350℃×3時間の熱処理を行った
後、晶出物分布調査を行った。その結果、表9に示すよ
うに、鋳造板厚が8mm以下で、6μm以下の晶出物の皆
無化が可能であることがわかる。
を、薄板連鋳法により鋳塊厚みが5〜100mmとなるよ
うに造塊し、その後350℃×3時間の熱処理を行った
後、晶出物分布調査を行った。その結果、表9に示すよ
うに、鋳造板厚が8mm以下で、6μm以下の晶出物の皆
無化が可能であることがわかる。
【0077】
【表8】
【0078】
【表9】
【0079】
【実施例5】
【0080】熱間圧延の影響を調査するため、表10に
示す化学成分のアルミニウム合金を薄板連鋳法により8
mm厚に鋳造し、次いで520℃で均熱処理を行い、その
後熱間圧延を行い、4mm厚の板とした。この板を研磨
し、晶出物分布の調査を行った。その結果、表11に示
すように、いずれの温度で熱間圧延を行っても、晶出物
は粗大化してしまうことがわかる。
示す化学成分のアルミニウム合金を薄板連鋳法により8
mm厚に鋳造し、次いで520℃で均熱処理を行い、その
後熱間圧延を行い、4mm厚の板とした。この板を研磨
し、晶出物分布の調査を行った。その結果、表11に示
すように、いずれの温度で熱間圧延を行っても、晶出物
は粗大化してしまうことがわかる。
【0081】
【表10】
【0082】
【表11】
【0083】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
高強度でメッキ性、耐ハンドリング性等の優れる薄肉デ
ィスク用アルミニウム合金板を提供できる。特にメッキ
欠陥の皆無化を可能にし、薄肉化に充分対応できる効果
は極めて大である。
高強度でメッキ性、耐ハンドリング性等の優れる薄肉デ
ィスク用アルミニウム合金板を提供できる。特にメッキ
欠陥の皆無化を可能にし、薄肉化に充分対応できる効果
は極めて大である。
【図1】曲げ試験の要領を示す模式図である。
【図2】落下試験の要領を示す模式図である。
Claims (7)
- 【請求項1】 重量%で(以下、同じ)、必須元素とし
て、Mg:5.5〜7.5%を含有し、更にCu:0.03〜
0.3%、Mn:0.1〜0.5%を含有し、残部がAl及び
不純物からなり、該不純物のうちFeとSiをそれぞれF
e≦0.1%、Si≦0.1%に規制し、かつMn量とFe量
の比(Mn/Fe)が3以上であることを特徴とするDC鋳
造法を適用した薄肉ディスク用アルミニウム合金板。 - 【請求項2】 更に、Zn:0.3%以下を含有している
請求項1に記載のアルミニウム合金板。 - 【請求項3】 請求項1又は2に記載の化学成分を有す
るアルミニウム合金について、DC鋳造法による鋳塊を
510℃以上の高温で均熱後、表面のみ冷却し、表面温
度が450℃となるまで圧延率を5%以下とする熱間圧
延を行うか、若しくは表面温度が450℃以下となった
後に熱間圧延を行うことを特徴とする薄肉ディスク用ア
ルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項4】 表面のみの冷却に油等を含む水を用いる
請求項3に記載の方法。 - 【請求項5】 必須元素として、Mg:5.5〜8.0%を
含有し、更にCu:0.03〜0.3%、Mn:0.1〜0.5
%を含有し、残部がAl及び不純物からなり、該不純物
のうちFeとSiをそれぞれFe≦0.1%、Si≦0.1%
に規制したことを特徴とする薄板連鋳法を適用した薄肉
ディスク用アルミニウム合金板。 - 【請求項6】 更に、Zn:0.5%以下を含有している
請求項5に記載のアルミニウム合金板。 - 【請求項7】 請求項5又は6に記載の化学成分を有す
るアルミニウム合金について、薄板連鋳法により厚さ8
mm以下に鋳造し、その後熱間圧延工程を省略して、冷間
圧延することを特徴とする薄肉ディスク用アルミニウム
合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18728393A JPH07197170A (ja) | 1992-08-24 | 1993-06-30 | 薄肉ディスク用アルミニウム合金板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24864392 | 1992-08-24 | ||
JP4-248643 | 1992-08-24 | ||
JP18728393A JPH07197170A (ja) | 1992-08-24 | 1993-06-30 | 薄肉ディスク用アルミニウム合金板とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07197170A true JPH07197170A (ja) | 1995-08-01 |
Family
ID=26504255
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18728393A Pending JPH07197170A (ja) | 1992-08-24 | 1993-06-30 | 薄肉ディスク用アルミニウム合金板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07197170A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9896747B2 (en) | 2013-11-27 | 2018-02-20 | Hyundai Motor Company | Aluminum alloy with low density and high heat resistance |
WO2020184038A1 (ja) * | 2019-03-14 | 2020-09-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
WO2021070890A1 (ja) | 2019-10-08 | 2021-04-15 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材 |
WO2021070889A1 (ja) | 2019-10-08 | 2021-04-15 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材 |
CN115369293A (zh) * | 2022-04-08 | 2022-11-22 | 中铝瑞闽股份有限公司 | 一种高强度阳极氧化用Al-Mg系铝板带及其制备方法 |
-
1993
- 1993-06-30 JP JP18728393A patent/JPH07197170A/ja active Pending
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9896747B2 (en) | 2013-11-27 | 2018-02-20 | Hyundai Motor Company | Aluminum alloy with low density and high heat resistance |
WO2020184038A1 (ja) * | 2019-03-14 | 2020-09-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
WO2021070890A1 (ja) | 2019-10-08 | 2021-04-15 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材 |
WO2021070889A1 (ja) | 2019-10-08 | 2021-04-15 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材 |
KR20220078525A (ko) | 2019-10-08 | 2022-06-10 | 가부시키가이샤 유에이씨제이 | 알루미늄 합금재 |
KR20220079494A (ko) | 2019-10-08 | 2022-06-13 | 가부시키가이샤 유에이씨제이 | 알루미늄 합금재 |
CN115369293A (zh) * | 2022-04-08 | 2022-11-22 | 中铝瑞闽股份有限公司 | 一种高强度阳极氧化用Al-Mg系铝板带及其制备方法 |
CN115369293B (zh) * | 2022-04-08 | 2023-08-18 | 中铝瑞闽股份有限公司 | 一种高强度阳极氧化用Al-Mg系铝板带及其制备方法 |
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