CN110234794B

CN110234794B - 铝合金制的磁盘基板及其制造方法

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Publication number: CN110234794B
Application number: CN201880009397.7A
Authority: CN
Inventors: 村田拓哉; 北脇高太郎; 米光诚; 北村直纪; 中山贤; 畠山英之; 坂本辽; 户田贞行
Original assignee: Furukawa Electric Co Ltd; UACJ Corp
Current assignee: Furukawa Electric Co Ltd; UACJ Corp
Priority date: 2017-02-01
Filing date: 2018-01-30
Publication date: 2020-10-09
Anticipated expiration: 2038-01-30
Also published as: MY176367A; JP6439082B1; WO2018143177A1; US10767247B2; CN110234794A; US20190390304A1; JPWO2018143177A1

Abstract

一种铝合金制的磁盘基板及其制造方法，具备：含有Fe：0.4～3.0mass％(以下，简记为“％”)、Mn：0.1～3.0％、Cu：0.005～1.000％、Zn：0.005～1.000％，剩余部分由Al以及不可避免的杂质形成的铝合金形成的铝合金基材；以及形成在其表面的无电解镀Ni‑P层，基于辉光放电发光分析装置所得到的无电解镀Ni‑P层和铝合金基材的界面中的Fe发光强度的峰值(BLEI)小于基于辉光放电发光分析装置所得到的铝合金基材内部的Fe发光强度(AlEI)。

Description

铝合金制的磁盘基板及其制造方法

技术领域

本发明涉及铝合金制的磁盘基板，详细地说，涉及磁盘颤振小并且减少无电解镀Ni-P表面的缺陷的铝合金制的磁盘基板，以及其制造方法。

背景技术

用于计算机或数据中心的存储装置的铝合金制的磁盘基板，使用具有良好的镀敷性、并且机械特性或加工性优异的基板制造。例如以由JIS5086(3.5mass％以上4.5mass％以下的Mg、0.50mass％以下的Fe、0.40mass％以下的Si、0.20mass％以上0.70mass％以下的Mn、0.05mass％以上0.25mass％以下的Cr、0.10mass％以下的Cu、0.15mass％以下的Ti、0.25mass％以下的Zn、剩余部分为Al以及不可避免的杂质)构成的铝合金为衬底的基板制造。

一般的铝合金制的磁盘通过首先制造圆环状铝合金基板，对该铝合金基板实施镀敷，接下来使磁性体附着于其表面而制造。

例如，上述由JIS5086合金构成的铝合金制的磁盘通过以下的制造工序制造。首先，铸造所希望的化学成分的铝合金，在对该铸坯实施均质化处理后进行热轧，接下来实施冷轧，制作出具有作为磁盘所需要的厚度的轧制材料。对该轧制材料优选根据需要在冷轧的中途等实施退火。接着，将该轧制材料冲压为圆环状，为去除因此前的制造工序所产生的变形等，将冲压为圆环状的铝合金板层叠，通过进行从上下两边加压并实施退火来使其平坦化的加压退火，从而制造出圆环状的铝合金的盘坯。

对这样制造出的盘坯依次实施切削加工、磨削加工、脱脂处理、蚀刻处理、剥黑膜处理、浸锌处理(Zn置换处理)作为前处理。接下来，作为基底处理，对作为硬质非磁性金属的Ni-P进行无电解镀敷，并在通过研磨使该镀敷表面平滑后，溅射磁性体，从而制造出铝合金制的磁盘。

但是，近年来围绕HDD的环境正在发生很大变化。为了与伴随云服务的发展的数据中心的存储容量的大容量化、和与作为新的存储装置的SSD相抗衡，需要实现HDD的大容量化、高密度化，而且进一步高速化变得不可或缺。为使HDD大容量化，增加搭载于存储装置的磁盘片数是有效的，要求磁盘用的铝合金基材的薄壁化。然而，由于磁盘用的铝合金基材的薄壁化而刚性降低，另外，伴随高速化的高速旋转时流体力的增加而带来激振力增加，招致磁盘颤振发生的问题。磁盘颤振起因于使磁盘高速旋转时磁盘间产生不稳定的气流，通过该气流而引起磁盘的振动(颤振)。若铝合金基材的刚性小则磁盘的振动增大，作为读取部的头部由于无法追随该变化而产生的。发生颤振时会增加头部的定位误差，因此强烈要求磁盘颤振的减少。

另外，HDD的大容量化通过使每张磁盘的存储容量增加也是有效的。在无电解镀Ni-P表面，例如若存在凹坑那样的缺陷，则必须在缺陷周边部以外进行数据的读写。其结果，每张磁盘的存储容量与缺陷的数量成比例地降低。这样，减少无电解镀Ni-P表面的缺陷对于增加存储容量是必不可少的。

根据这样的实际情况，最近强烈期待具有减小磁盘颤振并且减少无电解镀Ni-P表面的缺陷这两种特性的铝合金制的磁盘基板。为了减小磁盘颤振，以以往使用中的例如JIS5086等的Al-Mg系合金无法实现。为了减小磁盘颤振，从使铝合金中分布化合物是有效的情况出发，需要对迄今为止没有研究过的合金种类进行研究。然而，无电解镀Ni-P表面的缺陷随着铝合金中的化合物增加而增加，因此在以往的铝合金基材中以降低Fe及Si的含量为对策。为了满足减小磁盘颤振并且减少无电解镀Ni-P表面的缺陷这两方面的特性，需要解决相反的两个课题。

例如在专利文献1中，公开了为减小磁盘颤振而添加大量的Si的铝合金基材的组分。另外，在专利文献2中，公开了通过对无电解镀Ni-P工序中的清洗水添加硫酸离子来抑制镀敷缺陷的技术。

然而，在专利文献1公开的铝合金基板中，由于被添加大量的Si而难以进行磨削加工，除此之外，难以除去铝合金基板表面的Si，并不能解决无电解镀Ni-P表面的缺陷增加的问题。另外，专利文献2的技术是在化合物少的铝合金基板的情况下发挥效果的技术，在为了减小磁盘颤振而使化合物分散的情况中无法期待效果。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2016/068293号

专利文献2：日本专利第5872322号公报

发明内容

[发明要解决的课题]

本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于提供磁盘颤振小并且减少无电解镀Ni-P表面的缺陷的铝合金制的磁盘基板及其制造方法。

[用于解决技术课题的技术方案]

本发明人等对于铝合金基材中的化合物与磁盘颤振的关系以及化合物的去除性反复专心研究。其结果，发现在铝合金基材的组分中，通过添加Fe能够减小磁盘颤振。进一步，还发现添加Fe的铝合金基材中的化合物能够通过化合物除去工序容易地除去，能够减少无电解镀Ni-P表面的缺陷。本发明人等在反复研究中，完成了为减小磁盘颤振而使化合物分散，并减少无电解镀Ni-P表面的缺陷这样的、解决相反的两个课题的技术，从而完成本发明。

即，在本发明的方案1中，涉及一种铝合金制的磁盘基板，其特征在于，具备：含有Fe：0.4～3.0mass％、Mn：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％，剩余部分由Al以及不可避免的杂质构成的铝合金构成的铝合金基材，以及形成在所述铝合金基材表面的无电解镀Ni-P层，在基于辉光放电发光分析装置进行分析的所述无电解镀Ni-P层和铝合金基材的界面中，在所述铝合金基材内部的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值(BLEI)小于基于所述辉光放电发光分析装置所得到的所述铝合金基材中的Fe发光强度(AlEI)。

在本发明的方案2中，根据方案1所述的铝合金制的磁盘基板，在BLEI和AlEI的关系中，BLEI/AlEI为0.9以下。

在本发明的方案3中，根据本发明的方案1或者方案2所述的铝合金制的磁盘基板，存在于从所述界面侧的铝合金基材表面在厚度方向上至1μm的深度区域中的化合物的密度为20000个/mm²以下。

在本发明的方案4，根据本发明的方案1至方案3中任一项所述的铝合金制的磁盘基板，所述铝合金还含有从Si：0.1～0.4mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％以及Zr：0.01～1.00mass％中选择的一种或两种以上。

在本发明的方案5中，根据本发明的方案1至方案4的任一项所述的铝合金制的磁盘基板，所述铝合金还含有从合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V中选择的一种或两种以上。

在本发明的方案6中，是制造本发明的方案1至方案5中任一项所述的铝合金制的磁盘基板的方法，其特征在于，具备：铝合金板的制备工序，依次包括所述铝合金的铸造阶段、热轧阶段以及冷轧阶段；所述铝合金基材的制备工序，依次包括将所述铝合金板冲压为圆环状的圆环状铝合金板的加压平坦化退火阶段、切削磨削加工阶段以及应变消除加热处理阶段；镀敷前处理工序，依次包括所述铝合金基材的碱脱脂处理阶段、酸蚀刻处理阶段、剥黑膜处理阶段以及浸锌处理阶段；以及无电解镀Ni-P处理工序，对实施所述镀敷前处理工序后的所述铝合金基材表面实施无电解镀Ni-P处理，还具备：化合物除去工序，在所述切削磨削加工阶段之后、所述浸锌处理阶段之前，在HNO₃/HF的混合溶液中浸渍5～60秒，该HNO₃/HF的混合溶液是在10～30℃的10～60mass％的HNO₃溶液中包含10～80g/L的HF的溶液。

在本发明的方案7中，根据本发明方案6所述的铝合金制的磁盘基板的制造方法，还具备在所述铸造阶段和所述热轧阶段之间的均质化处理阶段以及在所述冷轧阶段之前或期间的退火处理阶段的一方或双方。

发明效果

本发明涉及的铝合金制的磁盘基板具有减小磁盘颤振并且减少无电解镀Ni-P表面的缺陷的特征。由此，能够提供一种磁盘，其能够实现因磁盘的薄壁化而导致的搭载片数的增加和每张的存储容量的增加，有助于HDD的高容量化。

附图说明

图1是铝合金制的磁盘基板的镀敷前处理以及无电解镀Ni-P的工序的说明图。

图2是表示铝合金制的磁盘基板中的无电解镀Ni-P层和铝合金基材的基于GDS的分析结果的一个例子的图表。

具体实施方式

下面，基于实施方式详细说明本发明。本发明的特征在于通过具备化合物除去工序，为减小磁盘颤振可以通过添加Fe来提高分散化合物的铝合金制的磁盘基板的镀敷性。以下，说明与这些相关的效果和详细机制。

1.镀敷前处理

图1中示出铝合金制的磁盘基板的镀敷前处理的工序。阶段-0的处理前试样是对铝合金基材的圆环状盘坯实施加压平坦化退火，接着，实施切削加工、磨削加工，进一步实施应变消除加热处理的状态。该处理前试样中在表面附着污垢，另外，每种试样氧化被膜的厚度不同。

接着，在阶段-1的碱脱脂处理的阶段中，除去附着在材料表面的污垢。在阶段-2的酸蚀刻处理的阶段，除去铝合金基材表面的氧化被膜。在阶段-3的剥黑膜处理的阶段，使铝合金基材的表面生成薄氧化被膜，每个试样的氧化被膜的厚度大致固定。通过以上的阶段，统一调整各铝合金基材的表面。

接着，在阶段-4的第一浸锌阶段，在使细微的Fe析出至铝合金基材的表面后，通过Fe和铝合金基材的电池反应溶解铝合金基材，通过置换反应析出Zn(浸锌被膜)。在阶段-5的Zn剥离阶段，使在阶段-4析出的Zn溶解而残留Fe。在阶段-6的第二浸锌阶段，发生与第一浸锌阶段相同的反应，但通过再次析出Fe而增加电池反应的起点，由此，析出的Zn变得细微而形成均匀的浸锌被膜。在最后的工序－7的无电解镀Ni-P的工序中，在初期进行铝合金基材表面的Zn和Ni-P的置换反应，表面被Ni-P覆盖时，通过自身催化反应在Ni-P上析出Ni-P。

2.化合物除去工序

在上述阶段-2的酸蚀刻阶段，除去铝合金基板表面的氧化被膜，仅发挥少量溶解母相程度的蚀刻力。在Fe以及Si的添加量极少的以往的铝合金基材中，由于化合物小并且存在密度低，通过这样的酸蚀刻阶段除去化合物，因此对于无电解镀Ni-P表面的缺陷没有影响。

然而，本发明的降低磁盘颤振的铝合金制的磁盘基板由于包含Fe而化合物大且存在密度高。因此，在上述的酸蚀刻阶段化合物没有被除净，残留在铝合金基材的表面，由此无电解镀Ni-P表面的缺陷增加。为了减少无电解镀Ni-P表面的缺陷，需要减少残留在铝合金基材的表面的化合物，因此需要具备化合物除去工序。在此，本发明中所称的化合物是指Al-Fe、Al-Fe-Mn等的金属间化合物。

在化合物除去工序中，通过药液除去残留在铝合金基材表面的化合物。作为使用的药液，使用10～30℃且10～60mass％(以下，简写为“％”)的HNO₃溶液，即含有10～80g/L的HF的HNO₃/HF的混合溶液(以下，简写为“混合溶液”)。该混合溶液的蚀刻力强，特别是提高化合物周边的铝合金基材的溶解速度。通过溶解化合物周边的铝合金基材，可以除去化合物，可以选择性地仅除去铝合金基材表面的化合物。

在上述混合溶液中，HF的浓度为小于10g/L，并且HNO₃的浓度小于10％的情况下，蚀刻力弱而不能充分地除去铝合金基材表面的化合物。另一方面，在HF的浓度超过80g/L，并且HNO₃的浓度超过60％的情况下，蚀刻力过强而进行铝合金基材的母相溶解。其结果，铝合金基材表面的凹凸变大，得不到无电解镀Ni-P表面的平滑性。HF浓度优选为20～60g/L，HNO₃浓度优选为25～50％。

另外，将混合溶液的温度设为10～30℃。小于10℃时反应速度变慢而不能充分地除去铝合金基材表面的化合物。另一方面，超过30℃时，反应速度过快而通过进行铝合金基材的母相溶解，由此铝合金基材表面的凹凸变大。混合溶液的温度优选为15～25℃。进一步，将化合物除去工序的处理时间设为5～60秒。小于5秒时，反应时间过短而无法充分地除去铝合金基材表面的化合物。另一方面，如果超过60秒，则反应时间过长，进行铝合金基材的母相溶解，铝合金基材表面的凹凸增大。处理时间优选为10～30秒。

化合物除去工序在所述切削磨削加工阶段之后浸锌处理阶段之前实施。例如，可以在图1中的所述第一浸锌阶段之前，在所述阶段-3的剥黑膜阶段之后实施，或者可以代替该剥黑膜阶段实施。进一步，例如，可以从所述切削磨削加工的阶段之后到所述阶段-1的碱脱脂处理阶段之前实施。在该情况下，可以通过在化合物除去工序之前设置与所述阶段-2的酸蚀刻阶段相同阶段，除去铝合金基材表面的氧化被膜。

3.铝合金基材的合金组分

本发明的铝合金制的磁盘基板中使用的铝合金基材的合金组分含有Fe：0.4～3.0mass％(下面，简写为“％”)、Mn：0.1～3.0％、Cu：0.005～1.000％以及Zn：0.005～1.000％作为必须元素，剩余部分为Al以及不可避免的杂质构成。另外，还可以含有从Si：0.1～0.4％、Ni：0.1～3.0％、Mg：0.1～6.0％、Cr：0.01～1.00％以及Zr：0.01～1.00％中选择的一种或两种以上作为第一选择元素。并且，还可以含有从合计含量为0.005～0.500％的Ti、B以及V中选择的一种或两种以上作为第二选择元素。

Fe：0.4～3.0％

Fe主要作为第二相粒子(Al-Fe系化合物等)，一部分固溶存在于母相中，具有提高铝合金制的磁盘基板的强度和颤振特性的效果。对这样的磁盘基板施加振动时，通过第二相粒子和母相的界面处的粘性流动，振动能量被迅速地吸收，得到极高的颤振特性。

Fe的含量为小于0.4％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Fe的含量超过3.0％时，生成大量粗大的Al-Fe系化合物。虽然是粗大的Al-Fe系化合物，还是能够通过所述化合物除去工序除去，但除去化合物后形成的凹陷大，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层剥离。因此，Fe的含量设为0.4～3.0％的范围。Fe的含量优选为0.8～1.8％的范围。

Mn：0.1～3.0％

Mn主要作为第二相粒子(Al-Mn系化合物等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。对这样的磁盘基板施加振动时，通过第二相粒子和母相的界面处的粘性流动而迅速地吸收振动能量，可获得极高的颤振特性。

当Mn的含量小于0.1％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Mn的含量超过3.0％时，产生大量粗大的Al-Mn系化合物。即使是粗大的Al-Mn系化合物，也可以通过所述化合物除去工序除去，但除去化合物后形成的凹陷大，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层剥离。因此，将Mn的含量设为0.1～3.0％的范围。Mn的含量优选为0.1～1.0％的范围。

Cu：0.005～1.000％

Cu主要作为第二相粒子(Al-Cu系化合物等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。另外，均匀、薄而致密地生成浸锌被膜，还发挥提高无电解Ni-P镀层的平滑性的效果。

在Cu的含量小于0.005％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分，并且浸锌被膜变得不均匀，降低无电解镀Ni-P层的平滑性。另一方面，若Cu的含量超过1.0％，则产生大量粗大的Al-Cu系化合物。即使是粗大的Al-Cu系化合物，能够通过所述化合物除去工序除去，但除去化合物后形成的凹陷大，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层剥离。因此，将Cu的含量设为0.005～1.000％的范围。Cu的含量优选为0.005～0.400％的范围。

Zn：0.005～1.000％

Zn均匀、薄而致密地生成浸锌被膜，具有提高无电解Ni-P镀层的平滑性以及密合性的效果。另外，与其他添加元素形成第二相粒子，还发挥提高磁盘基板的颤振特性的效果。

当Zn的含量小于0.005％时，浸锌被膜变得不均匀，无电解镀Ni-P层的平滑性降低。另一方面，Zn的含量超过1.000％时，母相的电位过低，在化合物除去工序以及无电解镀Ni-P工序中，母相的溶解速度变快。其结果，由于铝合金基材表面的凹凸变大，无电解镀Ni-P表面的平滑性降低。因此，将Zn的含量设为0.005～1.000％的范围。Zn的含量优选为0.100～0.700％的范围。

Si：0.1～0.4％

Si主要作为第二相粒子(Si粒子等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。对这样的磁盘基板施加振动时，通过第二相粒子和母相的界面处的粘性流动而迅速地吸收振动能量，可获得极高的颤振特性。

在Si的含量小于0.1％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Si的含量超过0.4％时，产生大量粗大的Si粒子。粗大的Si粒子难以在所述化合物除去工序中除去，因而残留在铝合金基材表面，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层的剥离。因此，优选将Si的含量设为0.1～0.4％的范围。更加优选将Si的含量设为0.1～0.3％的范围。

Ni：0.1～3.0％

Ni主要作为第二相粒子(Al-Ni系化合物等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。对这样的磁盘基板施加振动时，通过第二相粒子和矩阵的界面处的粘性流动而迅速地吸收振动能量，可获得极高的颤振特性。

当Ni的含量小于0.1％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Ni的含量超过3.0％时，产生大量粗大的Al-Ni系化合物。即使是粗大的Al-Ni系化合物，能够通过所述化合物除去工序除去，但除去化合物后形成的凹陷大，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层剥离。因此，优选将Ni的含量设为0.1～3.0％的范围。更加优选将Ni的含量设为0.1～1.0％的范围。

Mg：0.1～6.0％

Mg主要作为第二相粒子(Mg-Si系化合物等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。Mg的含量小于0.1％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Mg的含量超过6.0％则难以轧制。因此，优选将Mg的含量设为0.1～6.0％的范围。更加优选将Mg的含量设为0.3～1.0％的范围。

Cr：0.01～1.00％

Cr主要作为第二相粒子(Al-Cr系化合物等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。Cr的含量小于0.01％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Cr的含量超过1.00％时，生成大量粗大的Al-Cr系化合物。即使是粗大的Al-Cr系化合物，能够通过所述化合物除去工序除去，但除去化合物后形成的凹陷大，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层剥离。因此，优选将Cr的含量设为0.01～1.00％的范围。更加优选将Cr的含量设为0.10～0.50％的范围。

Zr：0.01～1.00％

Zr主要作为第二相粒子(Al-Zr系化合物等)存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。Zr的含量小于0.01％时，磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，Zr的含量超过1.00％时，生成大量粗大的Al-Zr系化合物。即使是粗大的Al-Zr系化合物，能够通过所述化合物除去工序除去，但除去化合物后形成的凹陷大，降低无电解镀Ni-P表面的平滑性以及产生镀层剥离。因此，优选将Zr的含量设为0.01～1.00％的范围。更加优选将Zr的含量设为0.10～0.50％的范围。

Ti、B、V：0.005～0.500％

Ti、B以及V在铸造时的凝固过程中，形成第2相粒子(TiB₂等的硼化物，或者Al₃Ti或Ti-V-B粒子等)，它们形成晶粒核(結晶粒核)从而具有使晶粒微细化的效果。通过晶粒细微化，能够抑制第二相粒子尺寸的不均匀性，降低磁盘基板的强度和颤振特性偏差的效果。当Ti、B以及V的含量的合计小于0.005％时，不能获得上述效果。即使Ti、B以及V的含量的合计超过0.500％，其效果饱和，因此得不到显著的改善效果。因此，优选将V含量的合计设为0.005～0.500％的范围。更加优选将V含量的合计设为0.005～0.100％的范围。此外，Ti、B以及V的含量的合计是指：全部包含这些元素时为三种元素的合计，仅包含两种元素时为这两种元素的合计，仅包含一种元素时为该一种元素的合计。

其他元素

本发明的实施方式的铝合金基材的剩余部分由Al和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，举出Pb、Ga、Sn等，各个小于0.1％，并且如果合计小于0.2％，则不会损害作为在本发明中得到的铝合金基板的特性。

4.无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面

本发明的实施方式的磁盘基板的特征在于无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面。以下，说明该特征和详细机制。

4-1.浸锌被膜的残留

针对上述的无电解镀Ni-P工序中的反应，详细地进行说明。在无电解镀Ni-P工序的初期，在浸锌被膜的最表面发生Ni-P的析出反应。浸锌被膜露出的过程中，以浸锌被膜中的Zn溶解为驱动力，Ni-P的析出反应得以进行。由于该反应的速度极快从而浸锌被膜立即被Ni-P覆盖。浸锌被膜表面被Ni-P覆盖后，其后继续地发生向Ni-P上的Ni-P的析出反应，浸锌被膜不参与反应。通过这样的方式，在无电解镀Ni-P层/铝合金基材的界面残留浸锌被膜。残留的浸锌被膜具有5～100nm的厚度。

4-2.基于辉光放电发光分析装置(GDS)的分析

在对铝合金基材施以无电解镀Ni-P后，使用GDS沿厚度方向从无电解镀Ni-P表面到铝合金基材为止进行分析时，通过化合物除去工序的有无而在无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面中的Fe的发光强度产生差异。

图2中示出基于GDS的分析示例。与无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面是指即残留的浸锌被膜的部分。在图2中，示出应用化合物除去工序时的(a)和没有应用时的(b)。在(a)、(b)中，以平行的两根虚线夹着的部分表示上述界面，即残留浸锌被膜的部分。另外，在(a)、(b)中，左侧虚线的更左侧表示无电解镀Ni-P层，右侧虚线的更右侧表示铝合金基材。并且，在(a)、(b)中，横轴以溅射时间表示从无电解Ni-P表面沿厚度方向的深度。另一方面，纵轴表示作为基于GDS的电压而测量的发光强度。

在本发明中，无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面的铝合金基材侧的部分是重要的。因此，着眼于铝合金基材内部的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值(BLEI)。在此，铝合金基材的内部是指溅射时间为250s以上的范围。在该范围内，由于距铝合金基材的上述界面侧为5μm以上的深度，从而判断作为铝合金基材内部的平均值是充分的。另外，限定在铝合金基材内部的Al发光强度为50～84％的范围的理由是基于JISK0146：2002(使用表面化学分析―溅射－深度方向分析―层结构类标准物质的最优化法)确定的。根据上述规定，“界面设为规定元素的信号强度到达基板上的膜中的值的50％的位置”。因此，将Al发光强度为50％的位置规定为与无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面，即残留的浸锌被膜的中心。另外，根据相同规定，深度分辨率是“信号强度是在单层结构系统中膜以及基板的、或者多层结构系统中相邻的各层的、从相当于各100％的强度的16％向84％(或从84％向16％)变化的溅射时间”。因此，将Al发光强度为84％的位置规定为铝合金基材的最表面。

在没有应用化合物除去工序的(b)中，无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面处的铝合金基材的Al发光强度为50～84％范围中的Fe发光强度的最大值大于铝合金基材中的Fe的发光强度。这意味着所述界面的Fe的存在密度大于铝合金基材中的Fe的存在密度，也就是说，所述界面中的Al-Fe系化合物的存在密度大于铝合金基材中的Al-Fe系化合物的存在密度。另一方面，在应用了化合物除去工序的(a)中，所述界面中的铝合金基材的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值小于铝合金基材中的Fe的发光强度。这意味着所述界面中的Fe的存在密度小于铝合金基材中的Fe的存在密度，即，所述界面中的Al-Fe系化合物的存在密度小于铝合金基材中的Al-Fe系化合物的存在密度。

这样，在没有应用化合物除去工序的(b)中，在上述的酸蚀刻工序中没有将铝合金基材表面的Al-Fe系化合物除净，并且，通过该酸蚀刻工序中的铝母材的溶解，新的Al-Fe系化合物也出现在铝合金基材表面。因此，促进存在于铝合金基材表面的该Al-Fe系化合物和母相的电池反应，浸锌工序时的Fe的析出量增多。其结果，将浸锌工序前已存在的Al-Fe系化合物的Fe和浸锌工序时析出的Fe合计的Fe的存在密度大于铝合金基材中的Fe的存在密度。Al-Fe系化合物比浸锌工序时析出的Fe大几十倍以上，因此即使生成浸锌被膜，也是保持露出于铝合金基材表面的状态。

另一方面，在应用了化合物除去工序的(a)中，由该工序溶解Al-Fe化合物周边的铝合金基材，能够仅选择性地除去铝合金基材表面的化合物。因此，作为浸锌工序时的反应的Fe的析出仅在母相进行。其结果，由于没有析出过剩的Fe，将Al-Fe系化合物和浸锌工序时析出的Fe合计的Fe的存在密度小于铝合金基材板的Fe的存在密度。

在铝合金基材表面残留Al-Fe系化合物的情况下，在无电解镀Ni-P工序时，通过Al-Fe化合物和母相的电池反应而母相溶解，作为伴随母相的溶解而产生的气体排出通道，在无电解镀Ni-P表面形成缺陷。这样，不应用化合物除去工序，基于无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面中的Al-Fe系化合物的Fe的存在密度大于铝合金基材中的Fe的存在密度的情况中无电解镀Ni-P缺陷也增多。即，针对施以无电解镀Ni-P的铝合金基材进行基于GDS的分析，在无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面中，若铝合金基材中的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值(BLEI)小于铝合金基材中的Fe发光强度(AlEI)，则已判明能够判断镀敷缺陷也少。此外，BLEI与AlEI的大小关系优选BLEI/AlEI为0.9以下，更加优选为0.8以下。此外，在基于GDS的分析中得到的发光强度由于能够任意地设定各元素的灵敏度因而绝对值变化。但是，例如表面和母相的存在密度之差带来的发光强度的相对差也相同。因此，在本发明中，不以发光强度的绝对值，而以倍率定义。

4-3.基于截面观察的分析

在对铝合金基材施以无电解镀Ni-P后观察截面时，能够计算无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面的化合物的存在密度。化合物均匀地存在于铝合金基材中，由于朝向是随机的，因此化合物的局部有时会露出于铝合金基材的表面。在应用了化合物除去工序的情况下，即使化合物在铝合金基材表面仅露出一部分也能够除去其全部。在化合物除去后的例如浸锌工序等中，铝合金基材的母相溶解，存在化合物重新露出于铝合金基材表面的可能性。然而，判明如果存在于从无电解镀Ni-P/铝合金基材的界面侧的铝合金基材表面在厚度方向上深至1μm的区域的化合物的密度为20000个/mm²以下，则能够判断在无电解镀Ni-P工序中，露出于铝合金基材表面的化合物少，因此，能够判断镀敷缺陷也少。此外，上述化合物密度优选为15000个/mm²以下。另外，关于化合物密度的下限值，依据铝合金的组成或制造条件确定，但在本发明中为5000个/mm²左右。

5.磁盘基板以及磁盘的制造方法

接着，说明本发明的铝合金制的磁盘基板的制造方法。关于本发明的铝合金制的磁盘基板，首先，铸造调整成规定的合金组成的熔液，通过实施包括任意的均质化处理阶段、热轧阶段、冷轧阶段以及任意的退火阶段的工序来制作铝合金板。接着，将其冲压成圆环状来制成圆环状的铝合金板，通过对其实施包含加压平坦化退火阶段、切削磨削加工阶段以及应变消除加热处理阶段的工序来制作磁盘用的铝合金基材。接着，对其实施包含碱脱脂处理阶段、酸蚀刻处理阶段、剥黑膜处理阶段以及浸锌处理阶段的镀敷前处理的工序。并且，对镀敷前处理后的铝合金基材表面，实施无电解的Ni-P镀敷处理的工序作为基底镀敷处理，得到磁盘基板。以下，详细地说明各工序。

5-1.铸造阶段

首先，按照常规方法加热、熔融铝合金熔液使其成为规定的合金组成范围，由此进行调制。将这样制备的铝合金熔液按照半连续铸造(DC铸造)法等的常规方法铸造。铸造时的冷却速度优选为0.1～1000℃/s的范围。

5-2.均质化处理阶段

接着，对所铸造的铝合金根据需要实施均质化处理。均质化处理的条件没有特别的限定，例如能够采用500℃以上且0.5小时以上的1级加热处理。均质化处理时的加热温度的上限没有特别的限定，但超过650℃时有可能发生铝合金的熔融，因此将上限设为650℃。

5-3.热轧阶段

进行均质化处理后的铝合金的铸坯通过热轧加工成板材。在热轧工序中，进行均质化处理的情况优选将热轧开始温度设为300～550℃，关于热轧结束温度优选设为小于380℃，更加优选300℃以下。热轧结束温度的下限没有特别地限定，为了防止裂边等不良情况的发生而将下限设为100℃。另一方面，在未进行均质化处理的情况下，优选将热轧开始温度设为小于380℃，更加优选设为小于350℃。关于热轧结束温度没有特别的限定，为了防止裂边等的不良情况的发生而将下限设为100℃。

5-4.冷轧阶段

接着，通过冷轧将热轧板加工成0.45～1.8mm左右的冷轧板。这样，通过冷轧将热轧板制成所要的产品板厚。冷轧阶段的条件没有特别地限定，对应于需要的产品板强度或板厚来确定即可，关于轧制率优选设为10～95％。在冷轧之前或冷轧的过程中，可以为了确保冷轧加工性而设置退火处理阶段。在实施退火处理的情况下，例如优选在间歇式退火中以200℃以上且小于380℃的温度、0.1～10小时的条件进行。

5-5.磁盘基板的制造

将如上述制作的铝合金板冲压为圆环状，制备圆环状的铝合金板。接着，对该圆环状的铝合金板实施220～450℃、30分以上的加压平坦化退火阶段，制备平坦化后的盘坯。接着，对平坦化后的盘坯按顺序实施由切削磨削加工阶段、以及优选以250～400℃的温度且5～15分的应变消除加热处理阶段构成的加工处理工序。通过这样的方式，制备磁盘用的铝合金基材。

接着，对该磁盘用的铝合金基材，作为镀敷前处理，按照顺序实施碱脱脂处理阶段、酸蚀刻处理阶段、剥黑膜处理阶段、浸锌处理阶段。

脱脂处理阶段使用市售的AD-68F(上村工业制造)脱脂液等，优选以温度40～70℃、处理时间3～10分钟、浓度200～800mL/L的条件进行脱脂。酸蚀刻处理阶段使用市售的AD-107F(上村工业制造)蚀刻液等，优选以温度50～75℃、处理时间0.5～5分钟、浓度20～100mL/L的条件进行酸蚀刻。酸蚀刻处理之后，在已应用化合物除去工序的情况下，作为一般的剥黑膜处理，使用HNO₃，优选以温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件进行剥黑膜处理。在没有应用化合物除去工序的情况下，也可以代替剥黑膜处理或者除此以外还实施上述的化合物除去处理。

第一浸锌处理阶段使用市售的AD-301F-3X(上村工业制造)的浸锌处理液等，优选在温度10～35℃、处理时间0.1～5分、浓度100～500mL/L的条件下进行。第一浸锌处理阶段之后，优选使用HNO₃，在温度15～40℃、处理时间10～120秒，浓度10～60％的条件下进行Zn剥离处理。其后，以与第一浸锌处理相同条件实施第二浸锌处理阶段。对第二浸锌处理后的铝合金基材表面，实施无电解的Ni-P镀敷处理工序作为基底镀敷处理。无电解的Ni-P镀敷处理使用市售的NIMUDEN HDX(上村工业制造)镀敷液等，优选在温度80～95℃、处理时间30～180分、Ni浓度3～10g/L的条件下进行镀敷处理。

通过上述的镀敷前处理工序和无电解的Ni-P镀敷处理工序，得到基底镀敷处理后的磁盘基板。

6.磁盘的制造

最后，通过研磨使基底镀敷处理后的磁盘基板的表面平滑，通过溅射使由基底层、磁性层、保护膜以及润滑层等形成的磁性介质附着在表面而制成磁盘。

实施例

以下，基于实施例更详细地说明本发明，但本发明并不被限定于这些实施例。

首先，将如表1所示的成分组成的各铝合金按照通常方法溶解，熔炼铝合金熔液。接着，通过DC铸造法铸造铝合金熔液，制造铸坯。将上述铸坯的两面表面切削15mm，以520℃实施1小时均质化处理。接着，以热轧开始温度460℃、热轧结束温度280℃来进行热轧，制成板厚3.0mm的热轧板。不对热轧板进行中间退火而通过冷轧(轧制率73.3％)轧制到板厚0.8mm，制成最终轧制板。将这样得到的铝合金板冲压为外径96mm、内径24mm的圆环状，制造圆环状铝合金板。

表1

对如上述得到的圆环状铝合金板，在1.5MPa的压力下，以300℃实施3小时的加压平坦化退火，制成盘坯。对该盘坯的端面实施切削加工从而制成外径95mm、内径25mm。进而，对表面进行磨削10μm的磨削加工，在350℃下进行10分钟的应变消除加热处理。

然后，对进行应变消除加热处理后的铝合金基材，以如表2所示的条件应用化合物除去工序，实施处理直到无电解镀Ni-P为止。各处理的详细条件如下。通过AD-68F(上村工业制造)以60℃进行5分钟的脱脂后，通过AD-107F(上村工业制造)以65℃进行3分钟的蚀刻，进一步，用室温的30％HNO3水溶液(室温)进行50s剥黑膜。接下来通过25℃浸锌处理液(AD-301F，上村工业制造)进行50s浸锌处理。浸锌处理后，以30％HNO3水溶液(室温)进行60s浸锌层的剥离，以25℃浸锌处理液(AD-301F，上村工业制造)再次进行60s浸锌处理。对实施第二次浸锌处理后的铝合金基材，使用90℃的无电解镀Ni-P处理液(NIMUDEN HDX，上村工业制造)，以Ni-P形成17μm厚度，实施150min无电解镀敷。最后使用毛布进行精研磨(研磨量4μm)，作为磁盘基板的评价用试样。在表2中，在工序No.C1～C9以及D1～D8中，在碱脱脂处理阶段之前设置化合物处理工序。另一方面，在工序No.C10～C18以及D9～D17中，在第一浸锌处理阶段之前设置化合物处理工序。

表2

使用如上述制作的评价用试样进行以下的评价。

评价1：基于GDS的Fe发光强度的测量

对于评价用试样中的无电解镀Ni-P层和铝合金基板的界面，以及铝合金基材内部，将GDS(JY5000RF，HORIBA制造)的设定设为气体压力400Pa、输出30W，以300s测量Fe发光强度。根据测量后的数据，计算溅射时间在250～300秒的Al发光强度的平均值，读取该值的50～84％的溅射时间范围中的Fe的发光强度的峰值。此外，将铝合金基材内部的Fe发光强度设为溅射时间在250～300秒的值的平均值。在表3～5中示出结果。

表3

表4

表5

评价2：基于截面观察的界面中化合物的密度测量

将评价用试样树脂填埋，制作截面观察用的树脂试样。将树脂试样进行镜面研磨从而得到截面观察试样。通过SEM以5000倍的组分像拍摄无电解镀Ni-P层和铝合金基材的界面10视野摄影。具体而言，测量存在于从无电解镀Ni-P层和铝合金基板的界面侧的铝合金基材表面到在厚度方向上深至1μm的区域的化合物的数量，换算成每1mm²的个数。表3～5中示出10视野的算术平均值。

评价3：镀敷平滑性

将评价用试样在50℃的50vol％硝酸中浸渍3分钟，蚀刻Ni-P镀敷表面。使用SEM以5000倍的倍率拍摄蚀刻后的Ni-P镀敷表面5视野。此外，1视野的面积为536μm²。从5视野拍摄的图像测量镀敷缺陷数量，求得5视野的算术平均值。该算数平均值小于5个/视野为◎，5个以上小于10个/视野为○，10个以上/视野为×。◎和○为合格，×为不合格。在表3～5中示出结果。

评价4：颤振性

在空气的存在下，将评价用试样设置在市售的硬盘驱动器中，进行测量。硬盘驱动器使用Seagate制造的ST2000(商品名)，电机驱动通过将ALIVETECHNO制造的SLD102(商品名)直接连接于电机而驱动。转数设为7200rpm，通常设置多个盘，在其上部的磁盘表面用激光多普勒计即小野测器制造LDV1800(商品名)观察表面的振动。观察到的振动用小野测器制造的FFT分析装置DS3200(商品名)进行频谱分析。观察在硬盘驱动器的盖开孔，从该孔观察硬盘表面来进行。另外，移除设置在市售的硬盘上的可压缩板来进行评价。颤振特性的评价在显现颤振的300Hz至1500Hz附近的宽峰的最大移位(磁盘颤振(nm))进行。已知该宽峰被称为NRRO(Non－Repeatable Run Out：不可重复偏转)，对头部的定位误差影响很大。颤振特性的评价在空气中将30nm以下的情况定为◎，将超过30nm而50nm以下定为○，将大于50nm的情况定为×。将◎和○定为合格，将×定为不合格。在表3～5中示出结果。

本发明例1～60以及比较例1～38是改变铝合金组分的实施例，本发明例61～76以及比较例39～55是改变铝合金基材的处理工序的实施例。

由于本发明例1～76的合金组分以及化合物除去工序的条件在本发明范围内，镀敷平滑性以及颤振性的评价结果为合格。

在比较例1和比较例20中，由于Fe的含量少而第二相粒子少，颤振性不合格。

在比较例2和比较例21中，由于Fe的含量多而粗大的Al-Fe系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例3和比较例22中，由于Mn的含量少而第二相粒子少，颤振性不合格。

在比较例4和比较例23中，由于Mn的含量多而粗大的Al-Mn系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例5和比较例24中，由于Cu的含量少而第二相粒子少，颤振性不合格。另外，浸锌被膜不均匀，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例6和比较例25中，由于Cu的含量多而粗大的Al-Cu系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例7和比较例26中，由于Zn的含量少而第二相粒子少，颤振性不合格。此外，浸锌被膜不均匀，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例8和比较例27中，由于Zn的含量多而母相的电位过低，因而在镀敷处理的各工序中母相的溶解激烈而产生了大量凹凸。因此，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例9和比较例28中，由于Si的含量多而粗大的Si粒子多，即使应用化合物除去工序也不能除去。因此，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例10和比较例29中，由于Ni的含量多而粗大的Al-Ni系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例11和比较例30中，由于Mg的含量多而不能轧制，不能获得评价用试样。

在比较例12和比较例31中，由于Cr的含量多而粗大的Al-Cr系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例13和比较例32中，由于Zr的含量多而粗大的Al-Zr系化合物，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例14和比较例33中，由于Fe的含量多而粗大的Al-Fe系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例15和比较例34中，由于Fe和Cu的含量多而粗大的Al-Fe系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例16和比较例35中，由于Mg的含量多而(Si、Ni、Cr、Zr的含量也多)而不能轧制，不能获得评价用试样。

在比较例17和比较例36中，由于Si和Cr的含量多而粗大的Al-Fe系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例18和比较例37中，由于Mn的含量多而粗大的Al-Mn系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例19和比较例38中，由于Fe、Mn、Cu的含量多而粗大的Al-Mn系化合物多，通过化合物除去工序进行了除去，但除去后的孔成为镀敷缺陷，镀敷平滑性不合格。另外，由于Zn的含量也多而母相的电位过低，在镀敷处理的各工序中母相的溶解激烈而产生了大量凹凸。因此，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例39和比较例47中，由于化合物除去工序中使用的药液的HF浓度低而没有充分地除去化合物，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例40和比较例48中，由于化合物除去工序中使用的药液的HF浓度过高，基板的溶解激烈而产生了大量凹凸。因此，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例41和比较例49中，由于化合物除去工序中使用的药液的HNO₃浓度低而没有充分地除去化合物，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例42和比较例50中，由于化合物除去工序中使用的药液的HNO₃浓度过高而没有充分地除去化合物，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例43和比较例51中，由于化合物除去工序中使用的药液的温度低而反应速度慢，没有充分地除去化合物，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例44和比较例52中，由于化合物除去工序中使用的药液的温度高而反应速度快，基板的溶解激烈而产生了大量凹凸。因此，镀敷平滑性不合格。

在比较例45和比较例53中，由于化合物除去工序的时间短而反应时间不充分，没有充分地除去化合物，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

在比较例46和比较例54中，由于化合物除去工序的时间长而反应过度进行，基板的溶解激烈而产生了大量凹凸。因此，镀敷平滑性不合格。

在比较例55中，由于是没有应用化合物除去工序的以往的无电解镀Ni-P工序，因此没有充分地除去化合物，镀敷表面产生缺陷，镀敷平滑性不合格。

工业上的可利用性

通过提供具有减少磁盘颤振并且减少无电解镀Ni-P表面缺陷的特征的铝合金制的磁盘基板，本发明提供一种磁盘，其能够因磁盘的薄壁化而带来搭载片数的增加和每片的存储容量的增加，有助于HDD的高容量化。

Claims

1.一种铝合金制的磁盘基板，其特征在于，具备：

含有Fe：0.4～3.0mass％、Mn：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％，剩余部分由Al以及不可避免的杂质构成的铝合金构成的铝合金基材，以及形成在所述铝合金基材表面的无电解镀Ni-P层，在基于辉光放电发光分析装置进行分析的所述无电解镀Ni-P层和铝合金基材的界面中，在所述铝合金基材内部的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值BLEI小于基于所述辉光放电发光分析装置所得到的所述铝合金基材中的Fe发光强度AlEI。

2.根据权利要求1所述的铝合金制的磁盘基板，

在BLEI和AlEI的关系中，BLEI/AlEI为0.9以下。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金制的磁盘基板，

存在于从所述界面侧的铝合金基材表面在厚度方向上至1μm的深度区域中的化合物的密度为20000个/mm2以下。

4.一种铝合金制的磁盘基板，其特征在于，具备：

含有Fe：0.4～3.0mass％、Mn：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％、以及从Si：0.1～0.4mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％以及Zr：0.01～1.00mass％中选择的一种或两种以上，剩余部分由Al以及不可避免的杂质构成的铝合金构成的铝合金基材，以及形成在所述铝合金基材表面的无电解镀Ni-P层，在基于辉光放电发光分析装置进行分析的所述无电解镀Ni-P层和铝合金基材的界面中，在所述铝合金基材内部的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值BLEI小于基于所述辉光放电发光分析装置所得到的所述铝合金基材中的Fe发光强度AlEI。

5.一种铝合金制的磁盘基板，其特征在于，具备：

含有Fe：0.4～3.0mass％、Mn：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％、以及从合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V中选择的一种或两种以上，剩余部分由Al以及不可避免的杂质构成的铝合金构成的铝合金基材，以及形成在所述铝合金基材表面的无电解镀Ni-P层，在基于辉光放电发光分析装置进行分析的所述无电解镀Ni-P层和铝合金基材的界面中，在所述铝合金基材内部的Al发光强度为50～84％的范围中的Fe发光强度的最大值BLEI小于基于所述辉光放电发光分析装置所得到的所述铝合金基材中的Fe发光强度AlEI。

6.一种制造权利要求1至5中任一项所述的铝合金制的磁盘基板的方法，其特征在于，包括：

铝合金板的制备工序，依次包括所述铝合金的铸造阶段、热轧阶段以及冷轧阶段；

所述铝合金基材的制备工序，依次包括将所述铝合金板冲压为圆环状的圆环状铝合金板的加压平坦化退火阶段、切削磨削加工阶段以及应变消除加热处理阶段；

镀敷前处理工序，依次包括所述铝合金基材的碱脱脂处理阶段、酸蚀刻处理阶段、剥黑膜处理阶段和浸锌处理阶段；

以及无电解镀Ni-P处理工序，对实施了所述镀敷前处理工序的所述铝合金基材表面实施无电解镀Ni-P处理；

还包括：

化合物除去工序，将在所述切削磨削加工阶段之后且所述浸锌处理阶段之前的铝合金基材在HNO3/HF的混合溶液中浸渍5～60秒，该HNO3/HF的混合溶液是在10～30℃的10～60mass％的HNO3溶液中含有10～80g/L的HF的溶液。

7.根据权利要求6所述的铝合金制的磁盘基板的制造方法，

还具备在所述铸造阶段和所述热轧阶段之间的均质化处理阶段以及在所述冷轧阶段之前或期间的退火处理阶段的一方或双方。