CN111448611B - 磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用了它的磁盘 - Google Patents

Abstract

一种磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及一种磁盘，该磁盘用铝合金基板的特征在于，基板的板厚与损耗因数之积为0.7×10^－3以上，该磁盘的特征在于，在该磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性体层。

Description

磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用了它的磁盘

技术领域

本发明涉及耐冲击性优异的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。

背景技术

被用于计算机的存储装置的磁盘被用具有良好的镀敷性，并且机械特性及加工性优异的基板来制造。例如，由以JIS5086(含有Mg：3.5～4.5mass％、Fe：0.50mass％以下、Si：0.40mass％以下、Mn：0.20～0.70mass％、Cr：0.05～0.25mass％、Cu：0.10mass％以下、Ti：0.15mass％以下及Zn：0.25mass％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成)的铝合金为基础的基板等制造而成。

一般的磁盘的制造通过如下方式进行：首先，制作圆环状铝合金基板，并对该铝合金基板实施镀敷，接着，使磁性体附着于该铝合金基板的表面。

例如，由上述JIS5086合金制成的铝合金制磁盘通过以下的制造工序来制造。首先，铸造采用了预定的化学成分的铝合金材料，并对其铸锭进行热轧，接着，实施冷轧，制作具有作为磁盘所需厚度的轧制材料。优选的是，根据需要，对该轧制材料在冷轧的中途等实施退火。接着，将该轧制材料冲切为圆环状，为了除去由上述制造工序产生的应变等，将制成圆环状的铝合金板层叠，一边从上限的两个表面加压一边进行实施退火以使其平坦化的加压退火，从而制作圆环状铝合金基板。

针对以这种方式制作的圆环状铝合金基板，作为前处理，实施切削加工、磨削加工、脱脂、侵蚀及锌酸盐处理(Zn置换处理)，接着，作为基底处理，将作为硬质非磁性金属的Ni－P进行无电解镀，对该镀层表面实施抛光后，将磁性体溅射于Ni－P无电解镀层表面，从而制造铝合金制磁盘。

并且，近年来，对于磁盘，根据多媒体等的需要，要求大容量化及密度化。为了进一步的大容量化，被搭载于存储装置的磁盘的张数在増加，随此，也要求磁盘的薄化。然而，当使磁盘用铝合金基板薄化时，会存在强度降低的问题。当强度降低时，表示基板难以变形的程度的耐冲击性会降低，因此对于铝合金基板，要求提高耐冲击性。

然而，随着薄化、以及高速化，伴随刚性的降低及高速旋转所导致的流体力的増加的激振力会増加，易于发生盘颤(disk flutter)。其原因在于，当使磁盘以高速旋转时，在盘间会产生不稳定的气流，而该气流会导致产生磁盘的振动(颤振)。这种现象被认为因如下原因而发生：当基板的刚性较低时，磁盘的振动会变大，而磁头无法追踪到该变化。当颤振发生时，读取部即磁头的定位误差会増加。因此，强烈要求盘颤的减少。

此外，存储装置领域因激烈的成本竞争而备受瞩目，也强烈地要求生产性等的提高所带来的成本降低。

根据这样的实际情况，近年来，强烈期望具有较高的强度且镀层表面具备优异平滑性的磁盘用铝合金基板，并进行了研究。例如，在专利文献1中，提出了一种方法，其使有助于铝合金板的强度提高的Mg含有得较多，从而提高耐冲击性。

[现有技术文献]

[专利文献]

专利文献1:日本特开2006-241513号公报

发明内容

[发明要解决的课题]

然而，现状却是：以专利文献1所公开的增加Mg量从而仅使强度提高的方法，无法大幅抑制耐冲击性的降低，从而未得到作为目标的良好的耐冲击性。

本发明鉴于上述实际情况而完成，其目的在于提供一种耐冲击性优异的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。

[用于解决技术课题的技术方案]

即，本发明在技术方案1中，为一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，在磁盘用铝合金基板中，铝合金基板的板厚与损耗因数之积为0.7×10^－3以上。

本发明在技术方案2中，为：在技术方案1中，上述铝合金基板的杨氏模量为70GPa以上，且屈服强度为70MPa以上。

本发明在技术方案3中，为：在技术方案1或2中，磁盘用铝合金基板由铝合金构成，该铝合金含有从由Fe：0.10～3.00mass％及Mn：0.10～3.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上，且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

本发明在技术方案4中，为：在技术方案1～3的任何一项中，上述铝合金还含有从由Mg：0.100～5.000mass％、Ni：0.100～5.000mass％、Cr：0.010～5.000mass％、Zr：0.010～5.000mass％、Zn：0.005～5.000mass％、Cu：0.005～5.000mass％及Si：0.10～0.40mass％构成的组中选择的1种或2种以上。

本发明在技术方案5中，为：在技术方案1～4的任何一项中，上述铝合金还含有从由合计含量为0.005～5.000mass％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。

本发明在技术方案6中，为一种磁盘，其特征在于，在技术方案1～5的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层与其上的磁性体层。

本发明在技术方案7中，为一种磁盘用铝合金基板的制造方法，该磁盘用铝合金基板如技术方案1～5的任何一项所述，该制造方法的特征在于，包含用上述铝合金来半连续铸造铸锭的半连续铸造工序、对铸锭进行热轧的热轧工序、对热轧板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为圆环状的盘坯冲切工序、对冲切后的盘坯进行加压退火的加压退火工序、对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序、以及对切削磨削后的坯料进行加热处理的加热处理工序，在上述加热处理工序中，以130～280℃将坯料加热保持0.5～10.0小时。

本发明在技术方案8中，为：在技术方案7中，在上述半连续铸造工序与上述热轧工序之间，还包含对铸锭进行均匀化热处理的均匀化热处理工序。

本发明在技术方案9中，为：在技术方案7或8中，还包含在上述冷轧工序之前或中途对轧制板进行退火的退火处理工序。

本发明在技术方案10中，为一种磁盘用铝合金基板的制造方法，该磁盘用铝合金基板如技术方案1～5的任何一项所述，该制造方法的特征在于，包含用上述铝合金连续铸造出铸造板的连续铸造工序、对铸造板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为圆环状的盘坯冲切工序、对冲切后的盘坯进行加压退火的加压退火工序、对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序、以及对切削磨削后的坯料进行加热处理的加热处理工序，在上述加热处理工序中，以130～280℃将坯料加热保持0.5～10.0小时。

本发明在技术方案11中，为：在技术方案10中，还包含在上述冷轧工序之前或中途，对铸造板或轧制板进行退火的退火处理工序。

[发明效果]

根据本发明，能够提供一种耐冲击性优异的磁盘用基板及其制造方法、以及使用了该磁盘用基板的磁盘。

附图说明

图1是表示本发明的磁盘用铝合金基板的制造方法的流程图。

具体实施方式

本发明人们着眼于基板的耐冲击性与基板材料的关系，并针对这些特性与基板(磁盘材料)特性的关系专心调查研究，发现除了强度以外，损耗因数也会对耐冲击性造成较大影响。结果，本发明人们发现：在基板的板厚与损耗因数之积为0.7×10^－3以上的磁盘用铝合金基板中，耐冲击性会提高。基于这些发现，本发明人们得以完成了本发明。

以下，针对本发明的磁盘用铝合金基板进行详细说明。

作为本发明的磁盘用铝合金基板(以下，有时简记为“基板”)的特性，针对板厚与损耗因数之积、杨氏模量及屈服强度进行说明。

1.基板的板厚与损耗因数之积：

通过使基板的损耗因数提高，从而会发挥出使基板的耐冲击性提高的效果。其原因在于，因为在HDD落下时等对基板施力而使基板的振动产生时，损耗因数越高，基板的振动收敛的时间就越短，所以能够避免与其它基板的接触，从而能够防止基板间的接触所导致的塑性变形。另外，适当的损耗因数会根据基板的板厚而变化较大。其原因在于，板厚越薄，相对于流体的激发力而言就越会失去阻力。可以知道，在基板的损耗因数与板厚(单位mm)之积为0.7×10^－3以上的情况下，能够得到耐冲击性优异的基板。因此，将基板的板厚与损耗因数之积设为0.7×10^－3以上。基板的板厚与损耗因数之积优选为0.8×10^－3以上，更优选的是，为0.9×10^－3以上。基板的板厚与损耗因数之积的上限并不被特别地限定，而是根据合金组分或制造条件来自行确定，在本发明中，为10.0×10^－3左右。

所谓损耗因数，是指将衰减自由振动波形的相邻振幅之比取自行对数后除以π而得到的数值，当将时刻t_n中的第n个振幅记为a_n，同样地，将第n+1个···第n+m个振幅记为a_n+1、···a_n+m时，损耗因数以{(1/m)×ln(a_n/a_n+m)}/π来表示。

2.基板的杨氏模量和屈服强度

接着，针对对进一步提高磁盘用铝合金基板的耐冲击性有效的、基板的杨氏模量和屈服强度进行说明。

2－1.基板的杨氏模量：

通过提高铝合金基板的杨氏模量，从而会发挥出使基板的耐冲击性提高的效果。其原因在于，在HDD落下时等对基板施力而使基板产生振动时，杨氏模量越高，就越能够使基板的振动所导致的变形留在弹性区域内，从而能够防止基板的塑性变形。在基板的杨氏模量为70GPa以上的情况下，能够进一步提高铝合金基板的耐冲击性。因此，基板的杨氏模量优选70GPa以上，更优选的是71GPa以上，进一步优选的是，72GPa以上。另外，基板的杨氏模量的上限并没有被特别地确定，而是根据合金组分或制造条件来自行确定，在本发明中，为90GPa左右。

2－2.基板的屈服强度：

通过提高铝合金基板的屈服强度，从而发挥出使基板的耐冲击性提高的效果。其原因在于，在HDD落下时等对基板施力而使基板产生振动时，屈服强度越高，就越能够使基板的振动所导致的变形留在弹性区域内，从而能够防止基板的塑性变形。在基板的屈服强度为70MPa以上的情况下，能够进一步提高铝合金基板的耐冲击性。因此，基板的屈服强度优选70MPa以上，更优选的是80MPa以上，进一步优选的是，90MPa以上。另外，基板的屈服强度的上限并没有被特别地限定，而是根据合金组分或制造条件来自行确定，在本发明中，为300MPa左右。

3.铝合金的合金组分

也可以是，为了进一步提高耐冲击性及镀敷性，用于本发明的磁盘用铝合金基板的铝合金含有从由Fe：0.10～3.00mass％(以下，简记为“％”)及Mn：0.10～3.00％构成的组中选择的1种或2种以上作为第1选择性元素。

此外，也可以是，上述铝合金还含有从由Mg：0.100～5.000％、Ni：0.100～5.000％、Cr：0.010～5.000％、Zr：0.010～5.000％、Zn：0.005～5.000％、Cu：0.005～5.000％及Si：0.10～0.40％构成的组中选择的1种或2种以上作为第2选择性元素。

进而，也可以是，上述铝合金还含有从由合计含量为0.005～5.000％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上作为第3选择性元素。

以下，针对上述各选择性元素进行说明。

Fe：

Fe主要作为第二相颗粒(Al－Fe系金属间化合物等)，一部分固溶于基体而存在，发挥提高铝合金基板的损耗因数和杨氏模量、以及强度的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相颗粒与位错的相互作用，振动能量会被迅速吸收，从而会得到良好的损耗因数。此外，由于杨氏模量高于铝母材的第二相颗粒増加，因而杨氏模量会提高。进而，由于第二相颗粒増加，因而强度会基于分散强度而提高。通过使铝合金中的Fe含量为0.10％以上，能够进一步提高使铝合金基板的损耗因数和杨氏模量、以及强度提高的效果。此外，通过使铝合金中的Fe含量为3.00％以下，会抑制粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒大量生成。结果，能够抑制这样的粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步提高使镀层表面的平滑性提高的效果，还能够进一步抑制镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Fe含量优选设为0.10～3.00％的范围，更优选的是，设为0.60～2.40％的范围。

Mn：

Mn主要作为第二相颗粒(Al－Mn系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的损耗因数和杨氏模量、以及强度的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相颗粒与位错的相互作用，振动能量会被迅速吸收，从而会得到良好的损耗因数。此外，由于杨氏模量高于铝母材的第二相颗粒増加，因而杨氏模量会提高。进而，由于第二相颗粒増加，因而强度会基于分散强度而提高。通过使铝合金中的Mn含量为0.10％以上，能够进一步提高使铝合金基板的损耗因数和杨氏模量、以及强度提高的效果。此外，通过使铝合金中的Mn含量为3.00％以下，会抑制粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒大量生成。结果，能够抑制这样的粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步提高使镀层表面的平滑性提高的效果，还能够进一步抑制镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Mn含量优选设为0.10～3.00％的范围，更优选的是，设为0.10～1.50％的范围。

Mg：

Mg主要固溶于基体而存在，一部分作为第二相颗粒(Mg－Si系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和杨氏模量的效果。由于铝合金中的Mg含量为0.100％以上，因而能够进一步提高使铝合金基板的强度和杨氏模量提高的效果。此外，通过使铝合金中的Mg含量为5.000％以下，能够进一步抑制损耗因数的降低。因此，铝合金中的Mg含量优选设为0.100～5.000％的范围，更优选的是，设为0.100～0.800的范围。

Ni：

Ni主要作为第二相颗粒(Al－Ni系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的杨氏模量和强度的效果。由于铝合金中的Ni含量为0.100％以上，因而能够进一步提高使铝合金基板的杨氏模量和强度提高的效果。此外，通过使铝合金中的Ni含量为5.000％以下，会抑制粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒大量生成。结果，能够抑制这样的粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Ni含量优选设为0.100～5.000％的范围，更优选的是，设为0.100～1.000％的范围。

Cr：

Cr主要作为第二相颗粒(Al－Cr系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的杨氏模量和强度的效果。由于铝合金中的Cr含量为0.010％以上，因而能够进一步提高使铝合金基板的杨氏模量和强度提高的效果。此外，通过使铝合金中的Cr含量为5.000％以下，会抑制粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒大量生成。结果，能够抑制这样的粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Cr含量优选设为0.010～5.000％的范围，更优选的是，设为0.100～1.000％的范围。

Zr：

Zr主要作为第二相颗粒(Al－Zr系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的杨氏模量和强度的效果。由于铝合金中的Zr含量为0.010％以上，因而能够进一步提高使铝合金基板的杨氏模量和强度提高的效果。此外，通过使铝合金中的Zr含量为5.000％以下，会抑制粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒大量生成。结果，能够抑制这样的粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Zr含量优选设为0.010～5.000％的范围，更优选的是，设为0.100～1.000％的范围。

Zn：

Zn发挥如下的效果：减少锌酸盐处理时的Al溶解量，并使锌酸盐皮膜均匀、较薄、致密地附着，从而提高下个工序即镀敷工序中的平滑性及密接性。此外，还发挥形成其它添加元素和第二相颗粒，并提高杨氏模量和强度的效果。通过使铝合金中的Zn含量为0.005％以上，能够进一步提高减少锌酸盐处理时的Al溶解量，使锌酸盐皮膜均匀、较薄、致密地附着，并使镀层的平滑性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Zn含量为5.000％以下，锌酸盐皮膜会变得均匀而能够进一步抑制镀层表面的平滑性降低，此外，能够进一步抑制镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Zn含量优选设为0.005～5.000％的范围，更优选的是，设为0.100～0.700的范围。

Cu：

Cu主要作为第二相颗粒(Al－Cu系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和杨氏模量的效果。此外，会减少锌酸盐处理时的Al溶解量。进而，发挥使锌酸盐皮膜均匀、较薄、致密地附着，从而提高下个工序即镀敷工序中的平滑性的效果。通过使铝合金中的Cu含量为0.005％以上，能够进一步提高使铝合金基板的杨氏模量和强度提高的效果及使平滑性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Cu含量为5.000％以下，会抑制粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒的大量生成。结果，能够抑制这种粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步提高使镀层表面的平滑性提高的效果，还能够进一步抑制镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Cu含量优选设为0.005～5.000％的范围，更优选的是，设为0.005～1.000％的范围。

Si：

Si主要作为第二相颗粒(Si颗粒或Al－Fe－Si系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的损耗因数和杨氏模量、以及强度的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相颗粒与位错的相互作用，振动能量会被迅速吸收，从而会得到良好的损耗因数。此外，由于杨氏模量高于铝的第二相颗粒会増加，因而杨氏模量会提高。进而，通过使第二相颗粒増加，强度会基于分散强度而提高。通过使铝合金中的Si含量为0.100％以上，能够进一步提高使铝合金基板的损耗因数和杨氏模量、以及强度提高的效果。此外，通过使铝合金中的Si含量为0.400％以下，会抑制粗大的Si颗粒大量生成的情况。能够抑制这样的粗大的Si颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，从而进一步提高使镀层表面的平滑性提高的效果，还能够进一步抑制镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Si含量优选设为0.100～0.400％的范围，更优选的是，设为0.100～0.350％的范围。

Ti、B、V：

Ti、B及V在铸造时的凝固过程中，会形成第二相颗粒(TiB₂等硼化物、或是Al₃Ti或Ti－V－B颗粒等)，因为他们会成为晶核，所以能够使晶粒微细化。结果，镀敷性会改善。此外，由于晶粒微细化，因而会发挥使第二相颗粒的尺寸的不均匀性变小，并减小铝合金基板中的衰减率和杨氏模量、以及强度的波动的效果。但是，当Ti、B及V的合计含量小于0.005％时，不会得到上述效果。另一方面，即使Ti、B及V的合计含量超过5.000％，其效果也会饱和，不会得到更多的显著的改善效果。因此，添加Ti、B及V时的Ti、B及V的合计含量优选设为0.005～5.000％的范围，更优选的是，设为0.005～0.500％的范围。另外，所谓合计量，在仅含有Ti、B及V中的任意1种的情况下，是指这1种的量，在含有任意2种的情况下，是指这2种的合计量，在含有全部3种的情况下，是指这3种的合计量。

其他元素：

此外，用于本发明的铝合金的剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。在此，作为不可避免的杂质，可举出Ga、Sn等，只要各自都小于0.10％且合计小于0.20％，就不会损害作为本发明得到的铝合金基板的特性。

另外，所谓金属间化合物，意味着析出物或结晶物，具体而言，是指Al－Fe系金属间化合物(Al₃Fe、Al₆Fe、Al₆(Fe、Mn)、Al－Fe－Si、Al－Fe－Mn－Si、Al－Fe－Ni、Al－Cu－Fe等)、以及Mg－Si系金属间化合物(Mg₂Si等)等颗粒等。作为其它金属间化合物，可举出Al－Mn系金属间化合物(Al₆Mn、Al－Mn－Si)、Al－Ni系金属间化合物(Al₃Ni等)、Al－Cu系金属间化合物(Al₂Cu等)、Al－Cr系金属间化合物(Al₇Cr等)、以及Al－Zr系金属间化合物(Al₃Zr等)等。另外，关于第二相颗粒，除了金属间化合物以外，还包含Si颗粒等。

4.磁盘用铝合金基板的制造方法

以下，详细说明本发明的磁盘用铝合金基板的制造工序的各工序及工艺条件。

按照图1的流程，对本发明的磁盘用铝合金基板、以及使用了它的磁盘的制造方法进行说明。在此，铝合金成分的调整(步骤S101)～冷轧(步骤S105)为制造铝合金基板的工序，盘坯的制作(步骤S106)～磁性体的附着(步骤S111)为将被制造出的铝合金基板制成磁盘的工序。

首先，通过按照常规方法加热熔融，来调制具有上述的成分组成的铝合金材料的熔液(步骤S101)。接着，通过半连续铸造(DC铸造)法或连续铸造(CC铸造)法等，基于所调制的铝合金材料的熔液来铸造铝合金(步骤S102)。在此，DC铸造法和CC铸造法如下所示。

在DC铸造法中，从流出槽(spout)通过并注入的熔液由被直接喷出到底块(bottomblock)、被水冷后的模具壁、以及铸锭(ingot)的外周部的冷却水夺去热量，从而发生凝固，并作为铸锭而被向下方拉出。

在CC铸造法中，将熔液通过铸造喷嘴供给到一对辊(或带式连铸机、块式连铸机)之间，并利用来自辊的散热来直接铸造薄板。

DC铸造法与CC铸造法的较大区别在于铸造时的冷却速度。在冷却速度较大的CC铸造法中，特征在于，第二相颗粒的尺寸与DC铸造相比较小。在两个铸造法中，优选的是，将铸造时的冷却速度设为0.1～1000℃/s的范围。通过将铸造时的冷却速度设为0.1～1000℃/s，第二相颗粒会大量生成，损耗因数和杨氏模量会提高。此外，Fe固溶量会变多，从而能够得到使强度提高的效果。当铸造时的冷却速度小于0.1℃/s时，会存在Fe固溶量变少，强度降低的风险。另一方面，当铸造时的冷却速度超过1000℃/s时，会存在第二相颗粒的个数变少的风险，且会存在得不到足够的损耗因数和杨氏模量的情况。

接着，针对被DC铸造出来的铝合金铸锭，根据需要，实施均匀化处理(步骤S103)。在进行均匀化处理的情况下，优选以280～620℃进行0.5～30小时的加热处理，更优选的是，以300～620℃进行1～24小时的加热处理。在均匀化处理时的加热温度小于280℃或加热时间小于0.5小时的情况下，会存在如下风险：均匀化处理不充分，每个铝合金基板的损耗因数的波动变大。当均匀化处理时的加热温度超过620℃时，会存在铝合金铸锭中发生熔融的风险。即使均匀化处理时的加热时间超过30小时，其效果也会饱和，不会得到更多的显著的改善效果。

接着，对根据需要而实施了均匀化处理的、或是未实施均匀化处理的铝合金铸锭进行热轧，将其制成板材(步骤S104)。在进行热轧时，其条件并不被特别地限定，但优选将热轧开始温度设为250～600℃，优选将热轧结束温度设为230～450℃。

接着，对热轧后的轧制板或以连续铸造法铸造的铸造板进行冷轧，从而将其制成1.3mm～0.45mm左右的铝合金板(步骤S105)。通过冷轧，加工成所需要的产品板厚。冷轧的条件并不被特别地限定，可根据需要的产品板强度或板厚来确定，优选将轧制率设为10～95％。也可以是，在冷轧前或冷轧中途，为了确保冷轧加工性而实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如当为分批式的加热时，优选以300～450℃、0.1～10小时的条件进行，当为连续式的加热时，优选以400～500℃保持0～60秒的条件进行。在此，所谓保持时间为0秒，意味着到达所期望的保持温度后立即进行冷却。

为了将铝合金板加工为磁盘用，将铝合金板冲切为圆环状，制作盘坯(步骤S106)。接着，将盘坯在大气中，例如以150～270℃进行0.5～10小时的加压退火，制作平坦化的坯料(步骤S107)。接着，对坯料实施切削加工、磨削加工(步骤S108)，进行在130～280℃的范围内保持0.5～10.0小时的加热处理(步骤S109)，制作铝合金盘。

如此，通过进行在130～280℃的范围内保持0.5～10.0小时的加热处理，能够抑制提高损耗因数所需的位错的减少，从而能够提高耐冲击性。在加热处理温度超过280℃的情况下或加热处理时间超过10.0小时的情况下，位错会减少，结果损耗因数会降低，从而耐冲击性会降低。另一方面，在加热处理温度小于130℃的情况下或加热处理时间小于0.5小时的情况下，由加工导入的应变的除去会不充分，结果，基板的平坦度会因经时变化而恶化，从而作为磁盘用铝合金基板的使用会变得困难。因此，切削磨削后的坯料的加热处理在130～280℃的范围内保持0.5～10.0小时地进行。此外，温度范围优选180～250℃，保持时间优选0.5～5.0小时。

接着，对铝合金基板表面实施脱脂、侵蚀、锌酸盐处理(Zn置换处理)(步骤S110)。进而，对经锌酸盐处理的处理表面实施无电解镀Ni－P处理作为基底处理(步骤S111)，制作铝合金基盘。最后，通过溅镀，使磁性体附着于无电解镀Ni－P处理面(步骤S112)，从而将其制成磁盘。

实施例

以下，基于实施例，进一步详细说明本发明，但本发明并不被限定于此。

首先，作为第1实施例，针对使用了通过DC铸造法铸造的铝合金的磁盘用铝合金基板的实施例进行说明。按照常规方法，使表1～3所示的成分组分的各合金材料进行溶解，从而熔制铝合金熔液(步骤S101)。在表1～3中，“－”表示小于测定界限值。

[表1]

[表2]

[表3]

接着，通过DC铸造法铸造铝合金熔液，制作出厚度400mm的铸锭(步骤S102)。在均匀化处理前，对铸锭的两面进行15mm的面切削。

接着，除了No.A2以外，以380℃实施10小时的均匀化处理(步骤S103)。接着，以热轧开始温度370℃、热轧结束温度230℃的条件进行热轧，制成板厚3.0mm的热轧板(步骤S104)。

在热轧后，对No.A3、A5及AC1的合金的热轧板，以300℃、2小时的条件进行退火(分批式)。对像这样制作出的所有热轧板，通过冷轧(轧制率73.3％)，轧制到最终板厚即0.8mm，制成铝合金板(步骤S105)。由该铝合金板冲切成外径96mm、内径24mm的圆环状，制作盘坯(步骤S106)。

对像这样制作出的盘坯以230℃实施3小时的加压退火(加压平坦化处理)(步骤S107)。进行端面加工(切削加工)，使其成为外径95mm、内径25mm，并进行磨削加工(表面25μm的磨削加工)(步骤S108)。然后，以表4～6所示的条件实施加热处理(步骤S109)。另外，在表6的比较例12中，所谓130～280℃的范围内的保持时间为“0.0h”，表示的是加热保持温度小于130℃。

[表4]

表4

[表5]

表5

[表6]

表6

针对冷轧(步骤S105)后的铝合金板、以及加热处理(步骤S109)后的铝合金基板，进行了以下的评价。另外，针对各样品，在冷轧后进行了外观检查。结果，在实施例17及18中，沿表面产生长度30～50mm的裂纹，在实施例43～50中，沿表面产生长度超过50mm的裂纹，将未产生裂纹的部分作为样本来使用，实施试制及评价。此外，针对各样品，在刚进行了加热处理工序之后和从加热处理工序起经过1周后，测定了平坦度。在此，在比较例12及14中，从加热处理工序起经过1周后的平坦度恶化了20μm以上，作为磁盘用铝合金基板是不合适的，因此，未进行以下的评价。

〔损耗因数×板厚〕

从加热处理(步骤S109)工序后的铝合金基板中，提取出60mm×8mm的样本，通过衰减法来测定出损耗因数，并算出损耗因数×板厚(mm)。损耗因数的测定用日本technoplus株式会社制的JE－RT型装置在室温下进行。关于衰减性能的评价，将损耗因数×板厚为0.9×10^－3以上的情况记为A(优)，将0.8×10^－3以上、小于0.9×10^－3记为B(良)，将0.7×10^－3以上、小于0.8×10^－3记为C(尚可)，将小于0.7×10^－3记为D(劣)。另外，也可以是，对加热处理后的磁盘及铝合金基盘的镀层进行剥离，从将表面磨削了10μm的基板中提取出试片，并进行评价。将结果在表7～9中示出。

[表7]

表7

[表8]

表8

[表9]

表9

〔杨氏模量〕

从加热处理(步骤S109)工序后的铝合金基板中，提取出60mm×8mm的样本，并通过共振法来测定杨氏模量。杨氏模量的测定用日本technoplus株式会社制的JE－RT型装置在室温下进行。关于杨氏模量的评价，将杨氏模量为72GPa以上的情况记为A(优)，将71GPa以上、小于72GPa记为B(良)，将70GPa以上、小于71GPa记为C(尚可)，将小于70GPa记为D(劣)。另外，也可以是，对加热处理后的磁盘及铝合金基盘的镀层进行剥离，从将表面磨削了10μm的基板中提取试片，并进行上述评价。将结果在表7～9中示出。

〔屈服强度〕

屈服强度遵照JISZ2241，在对冷轧(步骤S105)后的铝合金板以230℃进行了3小时的退火(加压退火模拟加热)后，以表4～6所示的条件进行加热处理，沿轧制方向提取JIS5号试片，并在n＝2下进行了测定。关于强度的评价，将屈服强度为90MPa以上的情况记为A(优)，将80MPa以上、小于90MPa记为B(良)，将70MPa以上、小于80MPa记为C(尚可)，将小于70MPa记为D(劣)。将结果在表7～9中示出。另外，也能够从加热处理后的铝合金基板中，或是从对铝合金基盘及磁盘的镀层进行剥离并将表面磨削10μm后的基板中提取出试片，并对屈服强度进行评价。此时的试片的尺寸为：平行部的宽度5±0.14mm、试片的原标距10mm、肩部的半径2.5mm、平行部长度15mm。

〔生产性〕

用冷轧(步骤S105)后的铝合金板进行了外观检查。关于沿着表面的裂纹，将长度小于30mm的情况记为A，将沿表面产生长度30～50mm的裂纹的情况记为B，将沿表面产生超过50mm的裂纹的情况记为C。将结果在表7～9中示出。

如表7、表8所示，在实施例1～56中，衰减性能、杨氏模量、屈服强度及生产性均较为优异，且都能够得到良好的耐冲击性。

与此不同，如表9所示，在比较例1～20中，衰减性能、杨氏模量及屈服强度均不佳，因此无法得到良好的耐冲击性。

具体而言，在比较例1中，铝合金的Fe含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例2中，铝合金的Mn含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例3中，铝合金的Si含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例4中，铝合金的Ni含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例5中，铝合金的Cu含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例6中，铝合金的Mg含量过多，因此衰减性能及杨氏模量不佳。

在比较例7中，铝合金的Fe含量及Si含量过少，且Mg含量过多，因此衰减性能及杨氏模量不佳。

在比较例8中，Cr含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例9中，Zr含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例10中，Zn含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例11中，加热处理工序中的加热保持温度过高，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例12中，加热处理工序中的加热保持温度过低，且加热保持时间过短，因此，从加热处理工序起经过1周后的平坦度会恶化20μm以上，未进行评价。

在比较例13中，加热处理工序中的加热保持时间过长，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例14中，加热处理工序中的加热保持时间过短，因此，从加热处理工序起经过1周后的平坦度会恶化20μm以上，未进行评价。

在比较例15中，加热处理工序中的加热保持温度过高，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例16中，加热处理工序中的加热保持时间过长，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例17中，铝合金的Fe含量过少且加热处理工序中的加热保持温度过高，因此，衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例18中，铝合金的Fe含量过少且加热处理工序中的加热保持时间过长，因此，衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例19中，加热处理工序中的加热保持温度过高，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例20中，加热处理工序中的加热保持时间过长，因此衰减性能及屈服强度不佳。

接着，作为第2实施例，针对使用了通过CC铸造法铸造的铝合金的磁盘用铝合金基板的实施例进行说明。与第1实施例相同，按照常规方法对表1～3所示的成分组分的各合金材料进行溶解，从而熔制铝合金熔液(步骤S101)。

接着，通过CC铸造法铸造铝合金熔液，制作出厚度8mm的铸造板(步骤S102)。

接着，对No.A1以外的合金的铸造板，以450℃、2小时的条件进行退火(分批式)。对像这样制作出的所有铸造板，通过冷轧(轧制率90.0％)轧制到最终板厚0.8mm，制成铝合金板(步骤S105)。由该铝合金板冲切为外径96mm、内径24mm的圆环状，制作盘坯(步骤S106)。

对像这样制作出的盘坯以230℃实施3小时的加压退火(加压平坦化处理)(步骤S107)。进行端面加工(切削加工)，使其成为外径95mm、内径25mm，并进行磨削加工(表面25μm的磨削加工)(步骤S108)。然后，以表10～12所示的条件实施加热处理(步骤S109)。另外，在表12的比较例32中，所谓130～280℃的范围内的保持时间为“0.0h”，表示的是加热保持温度小于130℃。

[表10]

表10

[表11]

表11

[表12]

表12

针对冷轧(步骤S105)后的铝合金板、以及加热处理(步骤S109)后的铝合金基板，进行了以下的评价。另外，针对各样品，在冷轧后进行了外观检查。结果，在实施例73及74中，沿表面产生长度30～50mm的裂纹，在实施例99～106中，沿表面产生长度超过50mm的裂纹，将未产生裂纹的部分作为样本来使用，实施试制及评价。此外，针对各样品，在刚进行了加热处理工序之后和从加热处理工序起经过1周后，测定了平坦度。在此，在比较例32及34中，从加热处理工序起经过1周后的平坦度恶化了20μm以上，作为磁盘用铝合金基板是不合适的，因此，未进行以下的评价。

〔损耗因数×板厚〕

从加热处理(步骤S109)工序后的铝合金基板中，提取出60mm×8mm的样本，通过衰减法来测定出损耗因数，并算出损耗因数×板厚(mm)。损耗因数的测定用日本technoplus株式会社制的JE－RT型装置在室温下进行。关于衰减性能的评价，将损耗因数×板厚为0.9×10^－3以上的情况记为A(优)，将0.8×10^－3以上、小于0.9×10^－3记为B(良)，将0.7×10^－3以上、小于0.8×10^－3记为C(尚可)，将小于0.7×10^－3记为D(劣)。另外，也可以是，对加热处理后的磁盘及铝合金基盘的镀层进行剥离，从将表面磨削了10μm的基板中提取出试片，并进行评价。将结果在表13～15中示出。

[表13]

表13

[表14]

表14

[表15]

表15

〔杨氏模量〕

从加热处理(步骤S109)工序后的铝合金基板中，提取出60mm×8mm的样本，并通过共振法测定了杨氏模量。杨氏模量的测定用日本technoplus株式会社制的JE－RT型装置在室温下进行。关于杨氏模量的评价，将杨氏模量为72GPa以上的情况记为A(优)，将71GPa以上、小于72GPa记为B(良)，将70GPa以上、小于71GPa记为C(尚可)，将小于70GPa记为D(劣)。另外，也可以是，对加热处理后的磁盘及铝合金基盘的镀层进行剥离，从将表面磨削了10μm的基板中提取试片，并进行上述评价。将结果在表13～15中示出。

〔屈服强度〕

屈服强度遵照JISZ2241，在对冷轧(步骤S105)后的铝合金板以230℃进行了3小时的退火(加压退火模拟加热)后，以表10～12所示的条件进行加热处理，沿轧制方向提取JIS5号试片，并在n＝2下进行了测定。关于强度的评价，将屈服强度为90MPa以上的情况记为A(优)，将80MPa以上、小于90MPa记为B(良)，将70MPa以上、小于80MPa记为C(尚可)，将小于70MPa记为D(劣)。将结果在表13～15中示出。另外，也能够从加热处理后的铝合金基板中，或是从对铝合金基盘及磁盘的镀层进行剥离并将表面磨削10μm后的基板中提取出试片，并对屈服强度进行评价。此时的试片的尺寸为：平行部的宽度5±0.14mm、试片的原标距10mm、肩部的半径2.5mm、平行部长度15mm。

〔生产性〕

用冷轧(步骤S105)后的铝合金板进行了外观检查。关于沿着表面的裂纹，将长度小于30mm的情况记为A，将沿表面产生长度30～50mm的裂纹的情况记为B，将沿表面产生超过50mm的裂纹的情况记为C。将结果在表13～15中示出。

如表13、表14所示，在实施例57～112中，衰减性能、杨氏模量、屈服强度及生产性均较为优异，且都能够得到良好的耐冲击性。

与此不同，如表15所示，在比较例21～40中，衰减性能、杨氏模量及屈服强度均不佳，因此无法得到良好的耐冲击性。

具体而言，在比较例21中，铝合金的Fe含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例22中，铝合金的Mn含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例23中，铝合金的Si含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例24中，铝合金的Ni含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例25中，铝合金的Cu含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例26中，铝合金的Mg含量过多，因此衰减性能及杨氏模量不佳。

在比较例27中，铝合金的Fe含量及Si含量过少，且Mg含量过多，因此衰减性能及杨氏模量不佳。

在比较例28中，Cr含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例29中，Zr含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例30中，Zn含量过少，因此衰减性能、杨氏模量及屈服强度不佳。

在比较例31中，加热处理工序中的加热保持温度过高，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例32中，加热处理工序中的加热保持温度过低，且加热保持时间过短，因此，从加热处理工序起经过1周后的平坦度会恶化20μm以上，未进行评价。

在比较例33中，加热处理工序中的加热保持时间过长，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例34中，加热处理工序中的加热保持时间过短，因此，从加热处理工序起经过1周后的平坦度会恶化20μm以上，未进行评价。

在比较例35中，加热处理工序中的加热保持温度过高，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例36中，加热处理工序中的加热保持时间过长，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例37中，铝合金的Fe含量过少且加热处理工序中的加热保持温度过高，因此，衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例38中，铝合金的Fe含量过少且加热处理工序中的加热保持时间过长，因此，衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例39中，加热处理工序中的加热保持温度过高，因此衰减性能及屈服强度不佳。

在比较例40中，加热处理工序中的加热保持时间过长，因此衰减性能及屈服强度不佳。

[工业可利用性]

根据本发明，可得到耐冲击性优异的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。

Claims (7)

1.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，

在磁盘用铝合金基板中，铝合金基板的板厚(mm)与损耗因数之积为0.7×10^－3以上，其中

上述损耗因数是指将衰减自由振动波形的相邻振幅之比取自行对数后除以π而得到的数值，将时刻t_n中的第n个振幅记为a_n，同样地，将第n+1个至第n+m个振幅记为a_n+1至a_n+m时，损耗因数以{(1/m)×ln(a_n/a_n+m)}/π来表示，

上述铝合金基板的杨氏模量为70GPa以上，且屈服强度为70MPa以上，

上述磁盘用铝合金基板由铝合金构成，上述铝合金含有从由Fe：0.10～3.00mass％、Mn：0.10～3.00mass％、以及下述(1)、(2)中的任意一者或(1)与(2)的组合，且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，其中，(1)为：从由Mg：0.100～5.000mass％、Ni：0.100～5.000mass％、Cr：0.010～5.000mass％、Zr：0.010～5.000mass％、Zn：0.005～5.000mass％、Cu：0.005～5.000mass％及Si：0.10～0.40mass％构成的组中选择的至少1种，(2)为：从由合计含量为0.005～5.000mass％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。

2.一种磁盘，其特征在于，

在如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性体层。

3.一种如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，

包含用铝合金半连续铸造铸锭的半连续铸造工序、对铸锭进行热轧的热轧工序、对热轧板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为圆环状的盘坯冲切工序、对冲切后的盘坯进行加压退火的加压退火工序、对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序、以及对切削磨削后的坯料进行加热处理的加热处理工序，在上述加热处理工序中，以130～280℃将坯料加热保持0.5～10.0小时。

4.如权利要求3所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，

在上述半连续铸造工序与上述热轧工序之间，还包含对铸锭进行均匀化热处理的均匀化热处理工序。

5.如权利要求3或4所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，

在上述冷轧工序之前或中途，还包含对轧制板进行退火的退火处理工序。

6.一种如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，

包含用铝合金连续铸造出铸造板的连续铸造工序、对铸造板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为圆环状的盘坯冲切工序、对冲切后的盘坯进行加压退火的加压退火工序、对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序、以及对切削磨削后的坯料进行加热处理的加热处理工序，在上述加热处理工序中，以130～280℃将坯料加热保持0.5～10.0小时。

7.如权利要求6所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，

在上述冷轧工序之前或中途，还包含对铸造板或轧制板进行退火的退火处理工序。

Images