JP2005194590A - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】 ＦｅやＳｉといった不純物を比較的多く含む低純度のアルミニウム合金を用いて板を作製した場合であっても、その表面が、高い平滑性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板を提供する。
【解決手段】 この磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％、Ｍｇ：３．０〜６．０質量％、Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％を含むと共に、Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、かつ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板であって、Ｃｒの含有量とＳｉの含有量とが、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たし、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍ以下である。
【選択図】 なし
【解決手段】 この磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％、Ｍｇ：３．０〜６．０質量％、Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％を含むと共に、Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、かつ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板であって、Ｃｒの含有量とＳｉの含有量とが、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たし、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍ以下である。
【選択図】 なし
Description
本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金基板に関する。より詳しくは、下地処理層として無電解ＮｉＰめっき膜を形成し、ここに磁性膜を付着させてなる形式の磁気ディスクに使用されるアルミニウム合金基板およびその製造方法に関する。
一般的に、外部記録装置の一つである磁気ディスク装置（Ｈａｒｄ Ｄｉｓｋ Ｄｒｉｖｅ）は、情報を記録（保存）するための磁気ディスクと、磁気ディスクに情報を書き込みまたは再生するための磁気ヘッドとを備えている。
近時、このような磁気ディスクおよび磁気ヘッドの性能は大幅に向上し、近い将来には、面記録密度２００Ｇｂ／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を高めるためには、磁気ヘッドを低浮上量で安定浮上させる必要があるが、そのためには、磁気ディスク用基板の高平滑性が求められる。従来、磁気ディスク用基板としては、軽量および非磁性であるとともに、加工性が優れたアルミニウム合金基板が使用されているが、アルミニウム合金基板単独では磁気ディスク用基板として必要とされる表面の硬度が得難いといった問題点がある。
このため一般的には、アルミニウム合金基板の表面に無電解ＮｉＰめっき膜を約１０μｍの厚さに形成したものが、磁気ディスク用基板として使用されている。このような磁気ディスク用基板は、次のようにして作製されている。
まず、溶解、鋳造および圧延により所望の合金種、調質および板厚に調整されたアルミニウム合金板をプレスにより所定の円輪状基板に打ち抜く。次に、円輪状基板内の加工残留応力除去および平坦度の向上のために、打ち抜かれた複数枚の円輪状基板を高平坦度のスペーサ間に積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍する（加圧焼鈍）。一般に、この加圧焼鈍したものをブランクという。その後、ブランクの内周縁および外周縁の端面に対し、所定の端面加工を施す。
その後、端面加工が施されたブランクを、両面研削機に予めセットされたキャリアのポケット内にセットし、砥石により目標の板厚になるまで研削加工された表面に無電解ＮｉＰめっき膜を形成し、その表面を研磨することによって、磁気ディスク用基板を作製している。
そして、一般的な磁気ディスクでは、前記磁気ディスク用基板の無電解めっき処理により形成された無電解ＮｉＰめっき膜上に、磁気特性を高めるための下地膜、Ｃｏ基合金からなる磁性膜、および磁性膜を保護するためのＣからなる保護膜をスパッタリングにより形成し、磁気ディスクを作製している。
このように、磁気ディスク用のアルミニウム合金基板には、その研削性と共に、そのアルミニウム合金基板表面に形成される無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性の維持が要求されている。
なお、従来はブランクの表面の平滑性を向上させるために、高純度の地金を使用したアルミニウム合金を用い、さらに、この高純度なアルミニウム合金の結晶粒を微細化するためにＣｒを添加していた。
このようにＣｒを有効成分として添加している磁気ディスク用のアルミニウム合金としては、例えば、特許文献１に、アルミニウム合金の組成成分としてＣｒを０．０５〜０．２５質量％含む旨が記載されている。
また、例えば、特許文献２にも、磁気ディスク用のアルミニウム合金の組成成分として、Ｃｒを０．００５〜０．２５質量％含有する旨が記載されている。
さらに、例えば、特許文献３には、磁気ディスク用のアルミニウム合金の組成成分として、Ｃｒを０．０２〜０．２質量％含有する旨が記載されている。
特開昭６２−２３０９４８号公報（請求項２、第３頁左上欄第２〜７行目）
特開平１−２２５７３９号公報（請求項２、第３頁右上欄第９〜左下欄第３行目）
特開平１１−１０６８５７号公報（請求項１、段落番号００２２）
また、例えば、特許文献２にも、磁気ディスク用のアルミニウム合金の組成成分として、Ｃｒを０．００５〜０．２５質量％含有する旨が記載されている。
さらに、例えば、特許文献３には、磁気ディスク用のアルミニウム合金の組成成分として、Ｃｒを０．０２〜０．２質量％含有する旨が記載されている。
しかしながら、特許文献１ないし３に記載されているアルミニウム合金をはじめ、従来のアルミニウム合金で磁気ディスク用基板を作製した場合、下記の理由により甚だ都合の悪いものとなっていた。
（１）すなわち、アルミニウム合金基板表面には、Ａｌ−Ｆｅ系およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在する。ここで、例えば、アルカリによる脱脂処理と、硫酸や燐酸の混合液に浸漬するエッチング処理と、硝酸による表面のスマット除去処理とを行う無電解めっき前処理工程を施すと、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は溶解して基板表面にピットを生じる。この場合において、最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が存在すると、無電解ＮｉＰめっき処理を行ってもかかるピットが埋まりきらず、研磨後も無電解ＮｉＰめっき面にピットが残り、平滑性が悪くなる。
（２）また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、無電解ＮｉＰめっき前処理工程でＭｇのみが溶解してＳｉが残存する。残存したＳｉの上には無電解ＮｉＰめっき膜が成長せず、その周囲から成長した無電解ＮｉＰめっき膜がこのＳｉ上を覆うこととなる。このため、無電解ＮｉＰめっき膜とアルミニウム合金基板との界面に無電解ＮｉＰめっき液などが残ったことにより空孔が形成され、無電解ＮｉＰめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際の加熱などにより、無電解ＮｉＰめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。この現象は、特に最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が存在した場合に著しい。
（３）また、アルミニウム合金中のＳｉ濃度が増加すると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が増加するため研削性が悪化し、ブランク表面を鏡面に加工するための時間が増加してコストの増大に繋がっていた。従って、Ｓｉの含有量はＦｅの含有量よりさらに低く抑える必要がある。一方、Ｆｅの含有量の増加により研削性は向上する傾向がみられるため、通常は高純度地金を使用し、Ｆｅ、Ｓｉなどの不純物を抑えた後にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍを超えない範囲でＦｅを添加している。
（４）前記に加え、従来の磁気ディスク用アルミニウム合金ではＦｅおよびＳｉ量の含有を抑えるため、高純度地金を使用しているので、地金コストが高かった。
（５）また、従来の磁気ディスク用アルミニウム合金は高純度であることから均質化熱処理および熱間圧延工程中に結晶粒が粗大化し易く、アルミニウム合金中の結晶粒径が不均一となり易かった。このようにアルミニウム合金基板およびブランク表面の結晶粒径が不均一となると、平坦度が悪くなり、無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性が悪化し、好ましくない。
本発明は前記課題に鑑みてなされたものであり、Ｓｉを比較的多く含む低純度のアルミニウム合金板を用いて地金コストを低くした場合であっても、無電解ＮｉＰめっき膜表面が、高い平滑性となる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を提供することを目的とする。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究した結果、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％、Ｍｇ：３．０〜６．０質量％、Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％を含むと共に、Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、かつ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板であって、前記Ｃｒの含有量と前記Ｓｉの含有量とが、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たし、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍ以下、であることを特徴とする。
本発明者らは、アルミニウム合金中にＣｒを本発明で規定する範囲で含むことによって、以下の効果が得られることを解明した。すなわちＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の一部が、無電解ＮｉＰめっき前処理の酸エッチングによっても溶解し難いＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物となり、このＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物は、無電解ＮｉＰめっき前処理工程で溶けた場合や抜け落ちた場合（以下、このようにして生じた穴を「ピット」という。）であっても、ピットの最大長さが７μｍを超えないものであれば、従来のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物と同様に無電解ＮｉＰめっき膜が正常に形成され、ピットを埋めるのでめっき欠陥とならない。また、無電解ＮｉＰめっき前処理工程でＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物が溶け残った場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の場合とは異なり、ジンケート粒子がこの金属間化合物上に正常に成長し、無電解ＮｉＰめっき膜が形成されるので、無電解ＮｉＰめっき膜とアルミニウム合金基板との間に生じる空孔と加熱に起因するフクレの発生も抑えることができる。したがって、結果的に無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性を向上させることができる。
なお、本発明で規定するＣｒの添加量の範囲であれば、Ｃｒを添加した場合であってもＡｌ−Ｆｅ（−Ｃｒ）系金属間化合物の最大長さに影響を及ぼさず、また、ＣｒとＦｅの添加量が本発明で規定する範囲であれば、Ａｌ−Ｆｅ(−Ｃｒ)系化合物の最大長さを７μｍ以下にすることができる。
なお、本発明で規定するＣｒの添加量の範囲であれば、Ｃｒを添加した場合であってもＡｌ−Ｆｅ（−Ｃｒ）系金属間化合物の最大長さに影響を及ぼさず、また、ＣｒとＦｅの添加量が本発明で規定する範囲であれば、Ａｌ−Ｆｅ(−Ｃｒ)系化合物の最大長さを７μｍ以下にすることができる。
また特に、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満足するように本発明で規定する範囲でＣｒを含ませることにより、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の析出を抑える効果があることを解明した。すなわち、Ｃｒを添加することによってＳｉ含有量の上限を上げることができるので、アルミニウムの純度を下げることができ、結果としてコストダウンを図ることが可能となる。
また、本発明では金属間化合物を微細化させる働きをもつＣｒを比較的多く含んでいるので、結晶粒界に微細なＡｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出し、５００〜５７０℃での均質化熱処理や、引き続き行われる熱間圧延処理において結晶粒が粗大化するのを抑制することができることから、結晶粒径を均質化する効果がある。
このように本発明においては、アルミニウム合金におけるＣｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｓｉの組成を所定範囲に限定すると共に、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物とＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを規定したので、ＦｅやＳｉを比較的多く含む低純度のアルミニウム合金を用いて磁気ディスク用基板を作製した場合であっても、無電解ＮｉＰめっき後の研磨面にピットやフクレが生じない。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法は、Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％、Ｍｇ：３．０〜６．０質量％、Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％を含むと共に、Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、かつ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、前記Ｃｒの含有量と前記Ｓｉの含有量とが、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たし、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍ以下である磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程とを含み、かつ、これらの工程を前記の順序で行い、さらに、この均質化熱処理を５００〜５７０℃で行うことを特徴とする。
このように、前記組成および関係式を満たす磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造において、均質化熱処理の温度を適切に制御しているので、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の固溶を十分に行うことができ、金属間化合物の大きさを適切なものとすることができる。
本発明によれば、ＦｅやＳｉを比較的多く含む低純度のアルミニウム合金を用いて磁気ディスク用の基板を作製した場合であっても、無電解ＮｉＰめっき後の研磨面にピットやフクレが生じないので、無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性を高めることができる。
また、これにより、不具合品の発生個数を減らすことができる。
また、これにより、不具合品の発生個数を減らすことができる。
さらに、従来よりも低純度のアルミニウム合金を用いることができるので、地金コストを低く抑えることができ、これにより磁気ディスク用の基板のコストダウンを図ることが可能である。
また、低純度のアルミニウム合金を用いるので、均質化熱処理中や熱間圧延処理中に、結晶粒が粗大化し、その大きさが不均一となることを防止することができる。したがって、結晶粒の大きさが均一であるので、無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性を良好にすることができる。
また、低純度のアルミニウム合金を用いるので、均質化熱処理中や熱間圧延処理中に、結晶粒が粗大化し、その大きさが不均一となることを防止することができる。したがって、結晶粒の大きさが均一であるので、無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性を良好にすることができる。
以下、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板について詳細に説明する。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、含まれる組成成分の含有量を所定範囲に限定し、析出する金属間化合物の最大長さについても限定している。
まず、アルミニウム合金中に含まれる組成成分を所定範囲に限定した理由について述べる。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、含まれる組成成分の含有量を所定範囲に限定し、析出する金属間化合物の最大長さについても限定している。
まず、アルミニウム合金中に含まれる組成成分を所定範囲に限定した理由について述べる。
〔Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％〕
Ｃｒは、鋳造時および均質化熱処理時に、微細な化合物として析出し、均質化熱処理時および熱間圧延処理時の結晶粒の成長を抑制する。また、Ｃｒは、再結晶粒の異常成長を抑え、組織を均質化する効果がある。さらに、Ｃｒの添加によって研削レートを悪化させるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の析出を抑える効果がある。これらの効果を実現するためには０．１質量％以上のＣｒの添加が必要となる。また、０．３５質量％を超えてＣｒを添加した場合には、結晶粒を安定化する効果が大き過ぎ、冷間圧延処理後に焼鈍した場合に等軸な再結晶組織を構成することができず、圧延方向に伸びた変形組織が残存した再結晶組織を構成するので、当該組織の異方性が大きくなり、無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性が悪化する。また、これに加え、Ｃｒの含有量が０．３５質量％を超えると、初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、無電解ＮｉＰめっき後の表面研削工程などでこれが脱落し、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピット発生の原因となる。したがって、本発明ではＣｒの含有量は０．１〜０．３５質量％の範囲とする。
Ｃｒは、鋳造時および均質化熱処理時に、微細な化合物として析出し、均質化熱処理時および熱間圧延処理時の結晶粒の成長を抑制する。また、Ｃｒは、再結晶粒の異常成長を抑え、組織を均質化する効果がある。さらに、Ｃｒの添加によって研削レートを悪化させるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の析出を抑える効果がある。これらの効果を実現するためには０．１質量％以上のＣｒの添加が必要となる。また、０．３５質量％を超えてＣｒを添加した場合には、結晶粒を安定化する効果が大き過ぎ、冷間圧延処理後に焼鈍した場合に等軸な再結晶組織を構成することができず、圧延方向に伸びた変形組織が残存した再結晶組織を構成するので、当該組織の異方性が大きくなり、無電解ＮｉＰめっき膜表面の平滑性が悪化する。また、これに加え、Ｃｒの含有量が０．３５質量％を超えると、初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、無電解ＮｉＰめっき後の表面研削工程などでこれが脱落し、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピット発生の原因となる。したがって、本発明ではＣｒの含有量は０．１〜０．３５質量％の範囲とする。
〔Ｍｇ：３．０〜６．０質量％〕
Ｍｇはアルミニウム合金基板の強度向上に有効な元素であり、通常の磁気ディスクでは４質量％程度添加されている。含有量が３質量％未満では十分な強度を得ることができない。一方、６．０質量％を超えるとＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物を生成し、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピット発生の要因になるとともに熱間圧延処理時に圧延割れが発生し、圧延加工が困難になる。したがって、本発明ではＭｇの含有量は３．０〜６．０質量％の範囲とする。
Ｍｇはアルミニウム合金基板の強度向上に有効な元素であり、通常の磁気ディスクでは４質量％程度添加されている。含有量が３質量％未満では十分な強度を得ることができない。一方、６．０質量％を超えるとＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物を生成し、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピット発生の要因になるとともに熱間圧延処理時に圧延割れが発生し、圧延加工が困難になる。したがって、本発明ではＭｇの含有量は３．０〜６．０質量％の範囲とする。
〔Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％〕
Ｃｕは無電解ＮｉＰめっき性改善のために有効な元素である。Ｃｕはアルミニウム合金中に均一に固溶し、ジンケート処理時に、ジンケート浴中のＺｎイオンが基板表面へ均一に微細析出する効果を有している。これによって無電解ＮｉＰめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。この効果を発揮するためには、Ｃｕを０．０１質量％以上添加する必要がある。一方、０．２質量％を超えてこれを添加すると、粒界にＣｕが析出し、粒界部が過エッチングを受けて、無電解ＮｉＰめっき膜表面のノジュールやピットの発生が多くなる。したがって、本発明ではＣｕの含有量は０．０１〜０．２質量％の範囲とする。
Ｃｕは無電解ＮｉＰめっき性改善のために有効な元素である。Ｃｕはアルミニウム合金中に均一に固溶し、ジンケート処理時に、ジンケート浴中のＺｎイオンが基板表面へ均一に微細析出する効果を有している。これによって無電解ＮｉＰめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。この効果を発揮するためには、Ｃｕを０．０１質量％以上添加する必要がある。一方、０．２質量％を超えてこれを添加すると、粒界にＣｕが析出し、粒界部が過エッチングを受けて、無電解ＮｉＰめっき膜表面のノジュールやピットの発生が多くなる。したがって、本発明ではＣｕの含有量は０．０１〜０．２質量％の範囲とする。
〔Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満〕
Ｚｎも無電解ＮｉＰめっき性改善のために有効な元素である。ＺｎもＣｕと同様、アルミニウム合金中に均一に固溶し、ジンケート処理時にジンケート浴中のＺｎイオンが基板表面へ均一に、微細化して析出する効果を有している。また、含有量の増加に伴い、Ｚｎがアルミニウム合金中に均一に析出し、無電解ＮｉＰめっき前処理時の酸エッチング処理におけるエッチング起点、および、ジンケート処理におけるＺｎイオン析出拠点になる。このため、結晶粒による段差を抑制する効果を有する。このような無電解ＮｉＰめっき性改善効果を発揮するためには、０．０１質量％以上を含有する必要がある。一方、０．４質量％以上添加するとＺｎの析出核が大きくなることから、無電解ＮｉＰめっき前処理時に形成されるエッチングピットも大きくなり、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピットの発生原因となる。したがって、本発明ではＺｎの含有量は０．０１〜０．４質量％未満の範囲とする。
Ｚｎも無電解ＮｉＰめっき性改善のために有効な元素である。ＺｎもＣｕと同様、アルミニウム合金中に均一に固溶し、ジンケート処理時にジンケート浴中のＺｎイオンが基板表面へ均一に、微細化して析出する効果を有している。また、含有量の増加に伴い、Ｚｎがアルミニウム合金中に均一に析出し、無電解ＮｉＰめっき前処理時の酸エッチング処理におけるエッチング起点、および、ジンケート処理におけるＺｎイオン析出拠点になる。このため、結晶粒による段差を抑制する効果を有する。このような無電解ＮｉＰめっき性改善効果を発揮するためには、０．０１質量％以上を含有する必要がある。一方、０．４質量％以上添加するとＺｎの析出核が大きくなることから、無電解ＮｉＰめっき前処理時に形成されるエッチングピットも大きくなり、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピットの発生原因となる。したがって、本発明ではＺｎの含有量は０．０１〜０．４質量％未満の範囲とする。
〔Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％、および、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％〕
Ｓｉも通常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系金属間化合物を生じる。特に、最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、無電解ＮｉＰめっき前処理時に溶解・脱落するので、ピットの発生原因となる。また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物上は、ジンケート工程においてＺｎの置換反応が起こらないので、後工程である無電解ＮｉＰめっき工程においても当該化合物上には無電解ＮｉＰめっき膜が成長しない。したがって、無電解ＮｉＰめっき膜が密着性不足となるので、磁性膜を形成するためのスパッタ工程において、無電解ＮｉＰめっき膜表面を加熱した際に当該化合物上でフクレが生じていた。このような理由により、従来の磁気ディスク用アルミニウム合金では、高純度地金を用いてＳｉの含有量を０．０１％前後に制御していた。
Ｓｉも通常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系金属間化合物を生じる。特に、最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、無電解ＮｉＰめっき前処理時に溶解・脱落するので、ピットの発生原因となる。また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物上は、ジンケート工程においてＺｎの置換反応が起こらないので、後工程である無電解ＮｉＰめっき工程においても当該化合物上には無電解ＮｉＰめっき膜が成長しない。したがって、無電解ＮｉＰめっき膜が密着性不足となるので、磁性膜を形成するためのスパッタ工程において、無電解ＮｉＰめっき膜表面を加熱した際に当該化合物上でフクレが生じていた。このような理由により、従来の磁気ディスク用アルミニウム合金では、高純度地金を用いてＳｉの含有量を０．０１％前後に制御していた。
しかし、本発明においては、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満足するように０．１〜０．３５質量％のＣｒを添加した場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出することを抑制する効果がみられ、０．０５質量％までＳｉが増加した場合であっても、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物のサイズおよび数が変化しないことが明らかになった。このことは、つまり、低コストな純度の低い地金を使用することができることになる。ただし、Ｓｉの含有量が０．０５質量％を超えると、最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出することが確認された。また、Ｓｉの含有量が０．００５質量％未満であると、地金が高純度となり、コストが高くなってしまう。したがって、本発明ではＳｉの含有量については、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満足するとともに、０．００５〜０．０５質量％の範囲とする。
〔Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％〕
Ｆｅは通常、地金の不純物として混入しているものであり、鋳造工程等においてＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を発生させ易い。この金属間化合物は無電解ＮｉＰめっき前処理により溶解するので、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピットの発生原因となる。
なお、本発明において規定する範囲でＣｒを添加することにより、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物がＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物となるので、無電解ＮｉＰめっき前処理によって溶解し難くなるが、Ｆｅの含有量が０．０５質量％を超えると、最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系の晶出物が増加し、磁気ディスク用基板としての加工、例えば、サブストレート加工時の切削や、無電解ＮｉＰめっき後の研磨などにより脱落し、窪み（ピット）となる。また、Ｓｉの含有量が０．００５質量％未満であると、地金が高純度となり、コストが高くなってしまう。また、Ｆｅの含有量が０．００５質量％未満の場合には、研削レートが極めて遅くなる。したがって、本発明ではＦｅの含有量は０．００５〜０．０５質量％の範囲とする。
Ｆｅは通常、地金の不純物として混入しているものであり、鋳造工程等においてＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を発生させ易い。この金属間化合物は無電解ＮｉＰめっき前処理により溶解するので、無電解ＮｉＰめっき膜表面のピットの発生原因となる。
なお、本発明において規定する範囲でＣｒを添加することにより、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物がＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物となるので、無電解ＮｉＰめっき前処理によって溶解し難くなるが、Ｆｅの含有量が０．０５質量％を超えると、最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系の晶出物が増加し、磁気ディスク用基板としての加工、例えば、サブストレート加工時の切削や、無電解ＮｉＰめっき後の研磨などにより脱落し、窪み（ピット）となる。また、Ｓｉの含有量が０．００５質量％未満であると、地金が高純度となり、コストが高くなってしまう。また、Ｆｅの含有量が０．００５質量％未満の場合には、研削レートが極めて遅くなる。したがって、本発明ではＦｅの含有量は０．００５〜０．０５質量％の範囲とする。
〔その他の不可避的不純物〕
また、その他の不可避的不純物元素（例えばＴｉ，Ｖ，Ｂ等）はそれぞれ０．０１質量％以下であれば本発明におけるアルミニウム合金の特性には影響しない。したがって、この程度の不可避的不純物の含有は許容される。
また、その他の不可避的不純物元素（例えばＴｉ，Ｖ，Ｂ等）はそれぞれ０．０１質量％以下であれば本発明におけるアルミニウム合金の特性には影響しない。したがって、この程度の不可避的不純物の含有は許容される。
〔Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さ：７μｍ以下〕
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍを超えると、磁気ディスク用基板としての加工、例えば、サブストレート加工時の切削や、無電解ＮｉＰめっき後の研磨などにより脱落し、窪み（ピット）となる。このピットは、無電解ＮｉＰめっき処理を行っても埋まりきらず、無電解ＮｉＰめっき膜表面の研磨後も表面にピットが残り、平滑性が悪くなる。したがって、本発明ではＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さを７μｍ以下とする。
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍを超えると、磁気ディスク用基板としての加工、例えば、サブストレート加工時の切削や、無電解ＮｉＰめっき後の研磨などにより脱落し、窪み（ピット）となる。このピットは、無電解ＮｉＰめっき処理を行っても埋まりきらず、無電解ＮｉＰめっき膜表面の研磨後も表面にピットが残り、平滑性が悪くなる。したがって、本発明ではＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さを７μｍ以下とする。
〔Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ：４μｍ以下〕
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、無電解ＮｉＰめっき前処理工程によってＭｇのみが溶解し、Ｓｉが残存する。残存したＳｉの上には無電解ＮｉＰめっき膜が成長せず、その周囲から成長した無電解ＮｉＰめっき膜がこのＳｉ上を覆うこととなる。このため、無電解ＮｉＰめっき膜とアルミニウム合金基板との界面に無電解ＮｉＰめっき液などが残った空孔が形成され、無電解ＮｉＰめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際の加熱などにより、無電解ＮｉＰめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。この現象は、特に最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在した場合に著しい。したがって、本発明ではＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを４μｍ以下とする。
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、無電解ＮｉＰめっき前処理工程によってＭｇのみが溶解し、Ｓｉが残存する。残存したＳｉの上には無電解ＮｉＰめっき膜が成長せず、その周囲から成長した無電解ＮｉＰめっき膜がこのＳｉ上を覆うこととなる。このため、無電解ＮｉＰめっき膜とアルミニウム合金基板との界面に無電解ＮｉＰめっき液などが残った空孔が形成され、無電解ＮｉＰめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際の加熱などにより、無電解ＮｉＰめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。この現象は、特に最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在した場合に著しい。したがって、本発明ではＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを４μｍ以下とする。
また、本発明における磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法では、前記所定の範囲の組成、関係式を満たすアルミニウム合金を鋳造する工程と、均質化熱処理する工程と、熱間圧延する工程と、冷間圧延する工程とを含み、かつ、これらの工程を前記の順序で行い、さらに、この均質化熱処理を５００〜５７０℃で行う。以下に均質化熱処理温度を規定した理由について述べる。
〔均質化熱処理：５００〜５７０℃〕
Ｓｉ濃度を上記の範囲で添加した場合でも、均質化熱処理温度が５００℃より低い場合は、鋳造中に析出したＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の固溶が不十分となり、最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出する。また、均質化熱処理時間が２時間未満である場合も同様にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の固溶が不十分となり、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が大きくなり易い。また、均質化熱処理温度が５７０℃より高い場合は、鋳塊表面の一部が溶解するバーニングと呼ばれる現象が生じ表面欠陥の原因になる。したがって、熱間圧延前に５００〜５７０℃で、望ましくは４時間以上の均質化熱処理を行う。
Ｓｉ濃度を上記の範囲で添加した場合でも、均質化熱処理温度が５００℃より低い場合は、鋳造中に析出したＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の固溶が不十分となり、最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出する。また、均質化熱処理時間が２時間未満である場合も同様にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の固溶が不十分となり、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が大きくなり易い。また、均質化熱処理温度が５７０℃より高い場合は、鋳塊表面の一部が溶解するバーニングと呼ばれる現象が生じ表面欠陥の原因になる。したがって、熱間圧延前に５００〜５７０℃で、望ましくは４時間以上の均質化熱処理を行う。
以下、本発明の特許請求の範囲を満たす実施例の効果について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。
≪組成とアルミニウム合金板≫
はじめに、本発明の実施例および比較例として、表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解した後、板厚５０ｍｍの鋳塊を作製し、その鋳塊を面削した後、表１に示す各熱処理条件で均質化熱処理した。その後、最終板厚が３ｍｍとなるように熱間圧延処理した。次に、熱間圧延処理した圧延板を最終板厚が１．０ｍｍとなるように冷間圧延処理し、アルミニウム合金板（以下、単に「合金板」という。）を作製した。
このようにして作製された合金板を、３．５インチタイプの円輪状に打ち抜き、３４０℃、３時間の加圧焼鈍することで、３．５インチタイプのブランク（Ｏ材ブランク）を作製した。
はじめに、本発明の実施例および比較例として、表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解した後、板厚５０ｍｍの鋳塊を作製し、その鋳塊を面削した後、表１に示す各熱処理条件で均質化熱処理した。その後、最終板厚が３ｍｍとなるように熱間圧延処理した。次に、熱間圧延処理した圧延板を最終板厚が１．０ｍｍとなるように冷間圧延処理し、アルミニウム合金板（以下、単に「合金板」という。）を作製した。
このようにして作製された合金板を、３．５インチタイプの円輪状に打ち抜き、３４０℃、３時間の加圧焼鈍することで、３．５インチタイプのブランク（Ｏ材ブランク）を作製した。
その後、砥石による研削加工を施し、サブストレートを作製した。次に、以下のようにして、このサブストレートに無電解ＮｉＰめっき前処理および無電解ＮｉＰめっき処理を行った。なお、無電解ＮｉＰめっき前処理液および無電解ＮｉＰめっき液は上村工業株式会社製のものを使用した。（１）まず、サブストレートをＡＤ−６８Ｆ（商品名、以下同じ。）で７０℃、５分間処理し、脱脂を行った。（２）脱脂を行ったサブストレートをＡＤ−１０１Ｆで６８℃、２分間の酸エッチングを行い、３０％硝酸でスマット除去を行った。（３）次に、このサブストレートをＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘで２０℃、３０秒間処理し、ジンケート処理を行った。（４）そして、一旦３０％硝酸でＺｎを溶解させた後、再び２０℃、１５秒間のジンケート処理を行った。（５）その後、ジンケート処理を行ったサブストレートをＨＤＸ−７Ｇ液で９０℃、２時間処理し、無電解ＮｉＰめっき処理を行い、片面１０μｍ程度の無電解ＮｉＰめっき膜を形成した。（６）無電解ＮｉＰめっき膜を形成したサブストレートの表面を研磨することにより、磁性体のスパッタリングを行う前の状態の磁気ディスク用の基板を作製した。
前記のようにして得られた各実施例および各比較例に係る合金基板、ブランク、サブストレートを対象として、以下の評価を行った。
前記のようにして得られた各実施例および各比較例に係る合金基板、ブランク、サブストレートを対象として、以下の評価を行った。
〔１．金属間化合物の観察〕
表１に示す組成を有する各合金板について以下の方法でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の単位面積当たりの個数を測定した。なお、本評価において、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物にはＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物も含まれる。
まず、表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）のＣＯＭＰＯ像で１０００倍の倍率で２０視野観察した。観察の結果、マトリックスより白く写る部分をＡｌ−Ｆｅ（Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ）系金属間化合物、黒く写る部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物としてカウントを行った。
表２に、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７および比較例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．２１に係る合金板における最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の単位面積当たりの数（個／ｍｍ2）と最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の単位面積当たりの数（個／ｍｍ2）を示す。
表１に示す組成を有する各合金板について以下の方法でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の単位面積当たりの個数を測定した。なお、本評価において、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物にはＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物も含まれる。
まず、表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）のＣＯＭＰＯ像で１０００倍の倍率で２０視野観察した。観察の結果、マトリックスより白く写る部分をＡｌ−Ｆｅ（Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ）系金属間化合物、黒く写る部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物としてカウントを行った。
表２に、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７および比較例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．２１に係る合金板における最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の単位面積当たりの数（個／ｍｍ2）と最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の単位面積当たりの数（個／ｍｍ2）を示す。
〔２．研削レート（μｍ／ｍｉｎ）〕
研削レートは、加工前後のブランク１枚当りの重量変化から求めた。方法としては、まず、市販の＃４０００のＰＶＡ系砥石（日本特殊研砥社製）を使用した両面ラップ方式の研削機により、ダイヤモンドペレットを用いて砥石のドレスを行った後に、市販のクーラント（日本クェーカー社製）を流しながら砥石の回転速度３５ｍｉｎ-1（ｒｐｍ）で３分間のグラインド加工を、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７および比較例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．２１に係るブランクについて３バッチ分行い、その平均値を研削レートとした。結果を表２に示す。
ここで、現行のブランクの研削レートが約１０μｍ／ｍｉｎであることから、研削レートが現行のブランクと同等以上であれば、研削レートは良好（「○」）とし、これより劣っているものを悪い（「×」）とした。
研削レートは、加工前後のブランク１枚当りの重量変化から求めた。方法としては、まず、市販の＃４０００のＰＶＡ系砥石（日本特殊研砥社製）を使用した両面ラップ方式の研削機により、ダイヤモンドペレットを用いて砥石のドレスを行った後に、市販のクーラント（日本クェーカー社製）を流しながら砥石の回転速度３５ｍｉｎ-1（ｒｐｍ）で３分間のグラインド加工を、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７および比較例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．２１に係るブランクについて３バッチ分行い、その平均値を研削レートとした。結果を表２に示す。
ここで、現行のブランクの研削レートが約１０μｍ／ｍｉｎであることから、研削レートが現行のブランクと同等以上であれば、研削レートは良好（「○」）とし、これより劣っているものを悪い（「×」）とした。
〔３．高温での結晶粒成長〕
高温での結晶粒成長挙動を調べるため、Ｏ材化処理したブランク（Ｏ材ブランク）を５４０℃で４時間保持し、焼鈍前後の結晶粒径を調べた。結晶粒径はＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により求めた。表２にその結果を示す。なお、焼鈍後の平均結晶粒径が、焼鈍前の２倍未満のものを「○」、それ以上のものを「×」とした。
ここで、均質な組織とは、任意の圧延方向に平行に測った結晶粒径Ｄｐと、圧延方向に垂直方向に測った結晶粒径Ｄｖが、Ｄｐ／Ｄｖ≦１．２を満たすことをいう。
高温での結晶粒成長挙動を調べるため、Ｏ材化処理したブランク（Ｏ材ブランク）を５４０℃で４時間保持し、焼鈍前後の結晶粒径を調べた。結晶粒径はＪＩＳ Ｈ０５０１の切断法により求めた。表２にその結果を示す。なお、焼鈍後の平均結晶粒径が、焼鈍前の２倍未満のものを「○」、それ以上のものを「×」とした。
ここで、均質な組織とは、任意の圧延方向に平行に測った結晶粒径Ｄｐと、圧延方向に垂直方向に測った結晶粒径Ｄｖが、Ｄｐ／Ｄｖ≦１．２を満たすことをいう。
〔４．耐力（ＭＰａ）〕
合金板の機械的強度を調べるため、合金板をＯ材化処理した後、引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を作製した。
その後、ＪＩＳ Ｚ２２４１にて引張試験を実施し、０．２％耐力を求めた。
合金板の機械的強度を調べるため、合金板をＯ材化処理した後、引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を作製した。
その後、ＪＩＳ Ｚ２２４１にて引張試験を実施し、０．２％耐力を求めた。
〔５．平坦度（μｍ）〕
合金板からの打ち抜き後のブランクの平坦度を調べるため、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−３にてＯ材ブランクの平坦度を測定した。
合金板からの打ち抜き後のブランクの平坦度を調べるため、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−３にてＯ材ブランクの平坦度を測定した。
〔６．ジンケート特性（無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性）〕
研削後のサブストレートについて、無電解ＮｉＰめっき前処理（ジンケート処理）および無電解ＮｉＰめっき処理を行った後、処理後のブランク表面におけるフクレやピットの発生状況をＳＥＭにより観察した。その際、無電解ＮｉＰめっき膜表面の５μｍ以上のピット、または、３００℃で１時間加熱した後の無電解ＮｉＰめっき膜表面の５μｍ以上のフクレが生じなかったものを「○」、生じたものを「×」とした。
研削後のサブストレートについて、無電解ＮｉＰめっき前処理（ジンケート処理）および無電解ＮｉＰめっき処理を行った後、処理後のブランク表面におけるフクレやピットの発生状況をＳＥＭにより観察した。その際、無電解ＮｉＰめっき膜表面の５μｍ以上のピット、または、３００℃で１時間加熱した後の無電解ＮｉＰめっき膜表面の５μｍ以上のフクレが生じなかったものを「○」、生じたものを「×」とした。
表１に示すように、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７では、本発明で規定する必要条件を満たしているので、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の数、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の数、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性、研削レート、高温での結晶粒成長、Ｏ材の耐力、ブランクの平坦度のいずれの評価項目も良好であった。
特に、前記評価項目の「１．金属間化合物の観察」については、表２に示すように、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の分布（数）はＦｅの含有量に依存していることから、Ｆｅの含有量を０．０５質量％以下とした実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７のアルミニウム合金では、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さを７μｍ以下に抑えることができた。
また、実施例Ｎｏ．１〜７に係るアルミニウム合金では、無電解ＮｉＰめっき膜表面上に５μｍ以上のピットが発生しなかった（表２の無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性を参照）。
また、実施例Ｎｏ．１〜７に係るアルミニウム合金では、無電解ＮｉＰめっき膜表面上に５μｍ以上のピットが発生しなかった（表２の無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性を参照）。
また、ＣｒとＳｉの添加量が本発明で規定する範囲を満たさない場合には、表２に示すように、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の分布（数）はＳｉの含有量に依存して増加する傾向がみられるが、Ｃｒを０．１〜０．３５質量％含有している実施例Ｎｏ．１〜７では、Ｓｉの含有量を０．０４質量％とした場合であっても、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは殆ど変化しなかった。すなわち、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを４μｍ以下に抑えることができた。
さらに、無電解ＮｉＰめっき処理し、表面研磨した後に３００℃、１時間加熱した表面においても５μｍ以上のフクレは観察されなかった（表２の無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性を参照）。
さらに、無電解ＮｉＰめっき処理し、表面研磨した後に３００℃、１時間加熱した表面においても５μｍ以上のフクレは観察されなかった（表２の無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性を参照）。
また、前記評価項目の「２．研削レート」は、Ｃｒ含有量が０．１質量％以下の場合、Ｓｉ含有量の増加に伴って研削レートが悪化し、９．５μｍ／ｍｉｎ以下となった（表２の比較例を参照）。一方、Ｃｒの含有量を０．１〜０．３５質量％添加した本発明に規定する要件を満たす実施例では、Ｓｉの含有量が増えた場合であっても、従来作製されている基板と同等以上の良好な研削レートを示した（表２の実施例を参照）。
さらに、前記評価項目の「３．高温での結晶粒成長」では、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７では、高温での結晶粒成長が抑えられ、最終焼鈍後も均質な組織を有していた。したがって、平滑性が良好なものとなる。
前記評価項目の「５．平坦度」では、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７のブランクは打ち抜き後であっても歪みが少なく、歪み矯正焼鈍後の平坦度は５μｍ未満と良好であった。
一方、本発明で規定する必要条件を満たさない比較例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１９では、前記各評価項目のいずれかにおいて好ましくない結果を得ることとなった。以下、比較例Ｎｏ．８〜Ｎｏ．２１の評価結果について説明する。なお、比較例Ｎｏ．１６は熱間圧延処理中に割れが生じ、ブランクの作製が出来なかった。
すなわち、比較例Ｎｏ．８はＦｅの含有量が本発明に規定する上限値を超えていたので、７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多く発生し、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性も劣るものであった。
比較例Ｎｏ．９はＳｉの含有量が本発明に規定する上限値を超え、かつ、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たさないので、最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が多く発生し、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性も劣るものであった。
比較例Ｎｏ．１０はＣｒの含有量が本発明に規定する下限値未満であり、かつ、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たさないので、最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が多く発生し、また、そのために無電解ＮｉＰめっき面平滑性も劣るものとなった。また、研削レートも低く、高温での結晶粒成長も不良であった。
比較例Ｎｏ．１１はＦｅの含有量が本発明に規定する上限値を超え、かつ、Ｃｒの含有量が本発明に規定する上限値を超えていたので、最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が多く発生していた。また、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性も劣るものであった。
比較例Ｎｏ．１２はＦｅの含有量が本発明に規定する上限値を超え、かつ、Ｃｒの含有量が本発明に規定する下限値に満たないので、７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多く発生し、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性も劣るものであった。また、高温での結晶粒成長も不良であった。
比較例Ｎｏ．１３はＳｉおよびＦｅの含有量が本発明に規定する上限値を超え、さらに、Ｃｒの含有量が本発明に規定する下限値を満たさないものであって、かつ、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たさないので、最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が多く発生した。また、僅かではあるが最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が発生し、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性も劣るものであった。さらに、研削レートも低く、高温での結晶粒成長も不良であった。
比較例Ｎｏ．１４はＣｒの含有量が本発明に規定する下限値未満であって、かつ、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たさないので、高温での結晶粒成長が不良であった。
比較例Ｎｏ．１５はＭｇの含有量が本発明に規定する下限値未満であったために、Ｏ材の耐力が不足していた。また、ブランクの平坦度も劣るものであった。
比較例Ｎｏ．１６はＭｇの含有量が本発明に規定する上限値を超えているので、熱間圧延処理時に合金板に割れが発生し、ブランクを作製することができなかった。
比較例Ｎｏ．１７はＣｕおよびＺｎの含有量が本発明に規定する下限値未満であるので、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．１８はＣｕの含有量が本発明に規定する上限値を超えているので、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．１９はＺｎの含有量が本発明に規定する上限値を超えているので、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．２０はＣｕの含有量が本発明に規定する上限値を超えているので、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大長さが４μｍを超えており、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性が劣っていた。
比較例Ｎｏ．２１は均質化熱処理温度が５００℃未満であるため、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍを超えるものが多く発生した。また、研削レートが低く、無電解ＮｉＰめっき膜表面平滑性も劣っていた。
Claims (2)
- Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％、Ｍｇ：３．０〜６．０質量％、Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％を含むと共に、
Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、かつ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板であって、
前記Ｃｒの含有量と前記Ｓｉの含有量とが、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たし、
さらに、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍ以下、
であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - Ｃｒ：０．１〜０．３５質量％、Ｍｇ：３．０〜６．０質量％、Ｆｅ：０．００５〜０．０５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％を含むと共に、Ｃｕ：０．０１〜０．２質量％、Ｚｎ：０．０１〜０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、かつ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、前記Ｃｒの含有量と前記Ｓｉの含有量とが、（Ｃｒ質量％≧５×Ｓｉ質量％）の関係式を満たし、さらに、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍ以下である磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程とを含み、かつ、これらの工程を前記の順序で行い、さらに、この均質化熱処理を５００〜５７０℃で行うことを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
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2004
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