JP2006241513A - 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】 磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面が高い平滑性となると共に、優れた耐衝撃性を有す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。
【解決手段】 Ｍｇ：７質量％以上１５質量％以下、Ｓｉ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｆｅ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｃｒ：０．０２質量％以上０．３５質量％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さ７μｍ以下のものからなり、かつ、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が最大長さ４μｍ以下のものからなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
【選択図】 なし
【解決手段】 Ｍｇ：７質量％以上１５質量％以下、Ｓｉ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｆｅ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｃｒ：０．０２質量％以上０．３５質量％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さ７μｍ以下のものからなり、かつ、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が最大長さ４μｍ以下のものからなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
【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およびその製造方法に関する。より詳しくは、下地処理層としてＮｉＰメッキ膜を形成し、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。
そして、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、加工性が優れていることから、アルミニウム合金基板が使用されている。しかしながら、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側面がある。
このため一般的には、アルミニウム合金基板の表面にＮｉＰメッキ膜を約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、アルミニウム合金を溶解、鋳造（例えば、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法：Direct Chill Casting））、均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延してアルミニウム合金板を作製する。そして、作製されたアルミニウム合金板をプレスにより所定の円環状基板に打ち抜く。次に、円環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環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、この加圧焼鈍した円環状基板をブランクという。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。
そして、端面加工が施されたブランクを、ブランク表面の切削加工、或いは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してアルミニウム合金基板を作製する。その後、さらに、アルミニウム合金基板の表面に、無電解ＮｉＰメッキ処理によりＮｉＰメッキ膜を形成し、その表面を研磨することによって、磁気ディスク用基板が作製される。
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ＮｉＰメッキ膜上に、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、磁気ディスクとしている。
近時、磁気ディスク装置を構成する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、磁気ヘッドが磁気ディスク上を低浮上量で安定浮上する必要がある。そのためには、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面が高平滑性である必要がある。また、高平滑性と共に、磁気ディスクの耐衝撃性向上のために、磁気ディスク用基板の高強度化（高硬度化）も望まれるようになってきた。
従来、特許文献１では、磁気ディスク用基板の作製に使用されるアルミニウム合金として、ＪＩＳ規定の５０８６合金の成分組成を所定範囲に限定したアルミニウム合金が提案されている。また、特許文献２では、アルミニウム合金成分のうちで、特にＳｉ含有量を少量に限定した磁気ディスク用アルミニウム合金基板が提案されている。
特開平１−２２５７３９号公報（第２頁左上欄第１５〜１９行目、右下欄第２〜１６行目、第５頁８〜１２行目）
特開平１１−１４０５７７号公報（段落番号０００４、００２３）
しかしながら、従来のアルミニウム合金または磁気ディスク用アルミニウム合金基板においては、以下のような問題がある。
第１に、特許文献１のアルミニウム合金においては、Ｆｅ：０．１質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下と、ＦｅおよびＳｉの含有量が多く、作製されるアルミニウム合金板の表面には、最大長さが７μｍを超える粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、および、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ている。
第１に、特許文献１のアルミニウム合金においては、Ｆｅ：０．１質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下と、ＦｅおよびＳｉの含有量が多く、作製されるアルミニウム合金板の表面には、最大長さが７μｍを超える粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、および、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ている。
そのため、前記アルミニウム合金板を使用して磁気ディスク用基板を作製すると、アルミニウム合金基板の表面に無電解ＮｉＰメッキ処理を行なう際に、そのメッキ前処理で、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は溶解し、アルミニウム合金基板の表面に窪みが生じる。そして、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さが７μｍを超える粗大なものであるため窪みが大きく、無電解ＮｉＰメッキ処理により窪みが埋まりきらずにＮｉＰメッキ膜表面にピットが生じ、作製される磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が低下する。
また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、メッキ前処理で、Ｍｇのみが溶解し、Ｓｉが残存する。そして、無電解ＮｉＰメッキ処理において、残存したＳｉ上ではＮｉＰメッキ膜が成長しないため、アルミニウム合金基板とＮｉＰメッキ膜との密着性が悪くなる。そのため、無電解ＮｉＰメッキ処理の後に行われる磁性膜成膜時などの加熱で、ＮｉＰメッキ膜の表面にフクレを生じ、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が低下する。
また、アルミニウム合金中のＳｉ濃度が増加すると、アルミニウム合金板からなるブランクの研削性が悪化し、ブランクの表面を鏡面加工（切削あるいは研削加工、又は切削加工後に研削加工）して、アルミニウム合金基板を作製するのに長時間を要する。
さらに、特許文献２の磁気ディスク用アルミニウム合金基板においては、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の作製に使用されるアルミニウム合金中のＳｉ含有量が少量であるため、前記のＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の発生は少ないものの、Ｓｉ含有量の低減化には高純度地金が必要となり、製造コストが高くなる。
第２に、磁気ディスク用基板の高強度化（高硬度化）のためには、磁気ディスク用基板の作製に使用されるアルミニウム合金が、アルミニウム合金板の強度（硬度）向上に寄与するＭｇを多く含有する必要がある。しかしながら、特許文献１においてはＭｇ含有量が２．０〜６．０質量％、特許文献２においてはＭｇ含有量が３．５〜５．０質量％と、特許文献１、２共にＭｇ含有量が低いため、作製されたアルミニウム合金板は強度（硬度）が低いものである。
そのため、特許文献１、２においてＭｇ含有量を増加することが検討されたが、アルミニウム合金板の作製には、前記したようにＤＣ鋳造法が使用されるため、Ｍｇの含有量を増加して鋳塊を作製すると、次工程の熱間圧延時に、圧延板の端部割れ（耳割れ）が発生する。したがって、アルミニウム合金においてＭｇ含有量を増加することができなかった。
ＤＣ鋳造法は、図３に示すような鋳造装置２０が用いられ、底部が開放された金属製の水冷鋳型２１に、上方よりアルミニウム合金溶湯Ｍを注入し、水冷鋳型２１の底部より凝固したアルミニウム合金を連続的に取り出し、所定長さの鋳塊２６を得るものである。このとき、アルミニウム合金溶湯Ｍは、桶２２からノズル２３、フロート２４およびグラススクリーン２５を介して水冷鋳型２１に供給される。水冷鋳型２１に供給されたアルミニウム合金溶湯Ｍは、冷却水Ｗで冷却された水冷鋳型２１の内壁面に接することにより凝固し凝固殻２７となる。さらに、水冷鋳型２１の下部から冷却水Ｗが、直接、凝固殻２７の表面に噴射され、連続的に鋳塊２６が製造される。
したがって、ＤＣ鋳造法では、鋳塊２６の板厚が厚く（板厚５００ｍｍ程度）、冷却速度が遅いため（０．５〜３℃／秒程度）、鋳塊２６内に発生したＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、およびＭｇ−Ｓｉ系金属化合物が粗大化しやすい。また、次工程の熱間圧延での加工率が大きいため、熱間圧延時に圧延板の端部割れ（耳割れ）が発生しやすい。また、作製されるアルミニウム合金板の表面に、最大長さ７μｍを超える粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、および最大長さ４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在することとなり、前記したように、ＮｉＰメッキ膜表面にピット、フクレが生じ、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が低下する。
本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面が高い平滑性を有すると共に、優れた耐衝撃性を有す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、請求項１の発明は、Ｍｇ：７質量％以上１５質量％以下、Ｓｉ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｆｅ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｃｒ：０．０２質量％以上０．３５質量％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さ７μｍ以下のものからなり、かつ、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が最大長さ４μｍ以下のものからなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板として構成したものである。
前記構成によれば、アルミニウム合金基板のＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒの含有量、およびＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を所定範囲に限定することによって、アルミニウム合金基板の表面に析出する金属間化合物（Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ｍｇ−Ｓｉ系等）のサイズ、個数が少なくなる。その結果、ブランクの研削加工処理、または、アルミニウム合金基板の無電解ＮｉＰメッキ処理のメッキ前処理で、金属間化合物が脱落または溶解することが少なくなり、また、脱落または溶解してもその痕（窪み）のサイズが極めて小さく、個数も少ないものとなる。
また、Ｍｇの含有量を所定範囲に限定することによって、アルミニウム合金基板の強度が向上し、Ｃｒの含有量を所定範囲に限定することによって、アルミニウム合金板（鋳造組織）に微細な化合物として析出し、結晶粒成長が抑制され、鋳造組織が安定化（均質化）する。さらに、Ｃｕ、Ｚｎの含有量を所定範囲に限定することによって、Ｃｕ、Ｚｎがアルミニウム合金板中に均一に固溶し、アルミニウム合金基板のＮｉＰメッキ性が改善される。
また、請求項２の発明は、前記アルミニウム合金が、さらにＴｉ：０．００５質量％を超え０．１質量％以下を含む磁気ディスク用アルミニウム合金基板として構成したものである。前記構成によれば、Ｔｉの含有量を所定範囲に限定することによって、鋳造組織がさらに微細化、均質化する。
また、請求項３の発明は、請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金の溶湯から薄板連続鋳造により、板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板を作製する第１工程と、前記アルミニウム合金板を円環状に打ち抜き、加圧焼鈍を行ってブランクを作製する第２工程と、前記ブランクの表面を鏡面加工してアルミニウム合金基板を作製する第３工程とを含む磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法として構成したものである。
前記構成によれば、アルミニウム合金のＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒの含有量を所定範囲に限定することによって、アルミニウム合金板の表面に析出する金属間化合物（Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ｍｇ−Ｓｉ系等）のサイズ、個数が少なくなる。その結果、ブランクの研削加工処理、または、アルミニウム合金基板の無電解ＮｉＰメッキ処理のメッキ前処理で、金属間化合物が脱落または溶解することが少なくなり、また、脱落または溶解してもその痕（窪み）のサイズが極めて小さく、個数も少ないものとなる。
また、Ｍｇの含有量を所定範囲に限定することによって、アルミニウム合金基板の強度が向上し、Ｃｒの含有量を所定範囲に限定することによって、アルミニウム合金板の鋳造組織が安定化（均質化）する。さらに、Ｃｕ、Ｚｎの含有量を所定範囲に限定することによって、Ｃｕ、Ｚｎがアルミニウム合金板中に均一に固溶し、アルミニウム合金基板のＮｉＰメッキ性が改善される。
また、アルミニウム合金の溶湯を薄板連続鋳造することによって、鋳造の際の冷却速度が速くなり、アルミニウム合金板に発生するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等が微細化する。
また、請求項４の発明は、前記第１工程の薄板連続鋳造が、相対するロールを用いて、前記溶湯を回転する前記ロールの外周面間に供給して、前記ロールを冷却することにより、アルミニウム合金板を作製するもの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として構成したものである。前記構成によれば、鋳造の際の冷却速度がより一層速くなり、アルミニウム合金板に発生するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等がより一層微細化する。
本発明によれば、アルミニウム合金板の表面に析出する金属間化合物が少なく、また、組織（鋳造組織）が微細化、安定化（均質化）されると共に、アルミニウム合金基板にピット等の表面欠陥が発生せず、また、ＮｉＰメッキ性も改善され、かつ、強度（硬度）も向上する。そのため、高い平滑性、優れた耐衝撃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ことが可能となる。また、高い平滑性、優れた耐衝撃性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板が製造される。
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（以下、アルミニウム合金基板と称す）について説明し、その後でアルミニウム合金基板の製造方法について説明する。
（１）アルミニウム合金基板
本発明のアルミニウム合金基板は、所定範囲のＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒを含み、さらに、所定範囲のＣｕ、Ｚｎのうち少なくとも１種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さ７μｍ以下のものからなり、かつ、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が最大長さ４μｍ以下のものからなる。以下、各構成の所定範囲の限定理由ついて詳細に説明する。
（１）アルミニウム合金基板
本発明のアルミニウム合金基板は、所定範囲のＭｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒを含み、さらに、所定範囲のＣｕ、Ｚｎのうち少なくとも１種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さ７μｍ以下のものからなり、かつ、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が最大長さ４μｍ以下のものからなる。以下、各構成の所定範囲の限定理由ついて詳細に説明する。
〔Ｍｇ：７質量％以上１５質量％以下〕
Ｍｇは、アルミニウム合金板の強度向上に有効な元素である。Ｍｇの含有量が７質量％未満では、アルミニウム合金板が十分な強度（耐力、硬度）を有さず、作製される磁気ディスク用基板の耐衝撃性が低下する。また、Ｍｇの含有量が１５質量％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が生じ、ＮｉＰメッキ膜表面のピット、フクレの原因になる。よって、Ｍｇの含有量は７質量％以上１５質量％以下の範囲とする。
Ｍｇは、アルミニウム合金板の強度向上に有効な元素である。Ｍｇの含有量が７質量％未満では、アルミニウム合金板が十分な強度（耐力、硬度）を有さず、作製される磁気ディスク用基板の耐衝撃性が低下する。また、Ｍｇの含有量が１５質量％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が生じ、ＮｉＰメッキ膜表面のピット、フクレの原因になる。よって、Ｍｇの含有量は７質量％以上１５質量％以下の範囲とする。
〔Ｓｉ：０．００５質量％以上０．１質量％以下〕
Ｓｉは、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）等において、アルミニウム合金板の表面にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。Ｓｉの含有量が０．１質量％を超えると、４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がアルミニウム合金板表面に生じる。そして、このアルミニウム合金板を使用してアルミニウム合金基板を作製すると、この粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、ブランクの研削加工などの所謂鏡面加工時（後記第３工程）に、ブランク表面から脱落し、また、アルミニウム合金基板のメッキ前処理において、アルミニウム合金基板から溶解し、アルミニウム合金基板に窪みが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させ、平滑性を低下させる原因となる。それと共に、Ｍｇのみが溶解し、Ｓｉが溶け残った場合も、メッキ前処理のジンケート工程で、Ｓｉ上では亜鉛の置換反応が起こらないため、無電解ＮｉＰメッキ処理でもＳｉ上にＮｉＰメッキ膜が成長せず、ＮｉＰメッキ膜の密着性不足が生じ、磁性膜成膜時などの加熱によりＮｉＰメッキ膜にフクレを生じ、平滑性を低下させる。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。よってＳｉの含有量は０．００５質量％以上０．１質量％以下の範囲とする。
Ｓｉは、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）等において、アルミニウム合金板の表面にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。Ｓｉの含有量が０．１質量％を超えると、４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がアルミニウム合金板表面に生じる。そして、このアルミニウム合金板を使用してアルミニウム合金基板を作製すると、この粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、ブランクの研削加工などの所謂鏡面加工時（後記第３工程）に、ブランク表面から脱落し、また、アルミニウム合金基板のメッキ前処理において、アルミニウム合金基板から溶解し、アルミニウム合金基板に窪みが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させ、平滑性を低下させる原因となる。それと共に、Ｍｇのみが溶解し、Ｓｉが溶け残った場合も、メッキ前処理のジンケート工程で、Ｓｉ上では亜鉛の置換反応が起こらないため、無電解ＮｉＰメッキ処理でもＳｉ上にＮｉＰメッキ膜が成長せず、ＮｉＰメッキ膜の密着性不足が生じ、磁性膜成膜時などの加熱によりＮｉＰメッキ膜にフクレを生じ、平滑性を低下させる。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。よってＳｉの含有量は０．００５質量％以上０．１質量％以下の範囲とする。
〔Ｆｅ：０．００５質量％以上０．１質量％以下〕
Ｆｅも、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入し、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）等において、アルミニウム合金板の表面にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生じさせる。このＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、メッキ前処理において、アルミニウム合金基板から溶解し、アルミニウム合金基板に窪みが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させる原因となる。Ｆｅの含有量が０．１質量％を超える場合には、最大長さ７μｍを超えるサイズのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が増加し、ブランクの研削加工などの所謂鏡面加工時（後記第３工程）にブランク表面から脱落し、アルミニウム合金基板に窪みが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させる。また、Ｆｅ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。よってＦｅの含有量は０．００５質量％以上０．１質量％以下の範囲とする。
Ｆｅも、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入し、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）等において、アルミニウム合金板の表面にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生じさせる。このＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、メッキ前処理において、アルミニウム合金基板から溶解し、アルミニウム合金基板に窪みが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させる原因となる。Ｆｅの含有量が０．１質量％を超える場合には、最大長さ７μｍを超えるサイズのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が増加し、ブランクの研削加工などの所謂鏡面加工時（後記第３工程）にブランク表面から脱落し、アルミニウム合金基板に窪みが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させる。また、Ｆｅ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。よってＦｅの含有量は０．００５質量％以上０．１質量％以下の範囲とする。
〔Ｃｒ：０．０２質量％以上０．３５質量％以下〕
Ｃｒは、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）において、アルミニウム合金板（鋳造組織）に微細な化合物として析出し、結晶粒成長を抑制し組織を均質化（安定化）する効果がある。また、第１工程（鋳造）の後に、焼鈍処理を伴う冷間圧延を行う場合にも、結晶粒成長を抑制し、再結晶粒の異常成長を抑制し組織を均質化（安定化）する効果がある。Ｃｒの含有量が０．０２質量％未満では前記の効果が期待できない。また、Ｃｒの含有量が０．３５質量％を超えると、結晶粒を安定化する効果が大きすぎるため、鋳造工程、焼鈍工程において、等軸な再結晶組織とならず、取出方向（圧延方向）に伸びた変形組織が残存した組織となるため、組織の異方性が大きくなり、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が悪化する。それと共に、初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、アルミニウム合金基板作製時の研削加工などの所謂鏡面加工（後記第３工程）等で脱落し、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因となる。よって、Ｃｒの含有量は、０．０２質量％以上０．３５質量％以下の範囲とする。
Ｃｒは、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）において、アルミニウム合金板（鋳造組織）に微細な化合物として析出し、結晶粒成長を抑制し組織を均質化（安定化）する効果がある。また、第１工程（鋳造）の後に、焼鈍処理を伴う冷間圧延を行う場合にも、結晶粒成長を抑制し、再結晶粒の異常成長を抑制し組織を均質化（安定化）する効果がある。Ｃｒの含有量が０．０２質量％未満では前記の効果が期待できない。また、Ｃｒの含有量が０．３５質量％を超えると、結晶粒を安定化する効果が大きすぎるため、鋳造工程、焼鈍工程において、等軸な再結晶組織とならず、取出方向（圧延方向）に伸びた変形組織が残存した組織となるため、組織の異方性が大きくなり、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が悪化する。それと共に、初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、アルミニウム合金基板作製時の研削加工などの所謂鏡面加工（後記第３工程）等で脱落し、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因となる。よって、Ｃｒの含有量は、０．０２質量％以上０．３５質量％以下の範囲とする。
〔Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下〕
Ｃｕは、アルミニウム合金基板のＮｉＰメッキ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板中に均一に固溶し、メッキ前処理のジンケート工程において、ジンケート浴中のＺｎイオンがアルミニウム合金基板の表面へ均一に微細析出する効果を有する。これによってＮｉＰメッキ膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。Ｃｕの含有量が０．０１質量％未満では、前記の効果が期待できない。また、Ｃｕの含有量が０．２質量％を超えると、メッキ前処理において、粒界にＣｕが析出して粒界部が過エッチングを受け、ＮｉＰメッキ膜表面のノジュールの発生が多大となる。よって、Ｃｕの含有量は０．０１質量％以上０．２質量％以下の範囲とする。
Ｃｕは、アルミニウム合金基板のＮｉＰメッキ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板中に均一に固溶し、メッキ前処理のジンケート工程において、ジンケート浴中のＺｎイオンがアルミニウム合金基板の表面へ均一に微細析出する効果を有する。これによってＮｉＰメッキ膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。Ｃｕの含有量が０．０１質量％未満では、前記の効果が期待できない。また、Ｃｕの含有量が０．２質量％を超えると、メッキ前処理において、粒界にＣｕが析出して粒界部が過エッチングを受け、ＮｉＰメッキ膜表面のノジュールの発生が多大となる。よって、Ｃｕの含有量は０．０１質量％以上０．２質量％以下の範囲とする。
〔Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満〕
Ｚｎも、アルミニウム合金基板のＮｉＰメッキ性改善のために有効な元素である。ＺｎもＣｕと同様、アルミニウム合金板中に均一に固溶し、ジンケート工程において、ジンケート浴中のＺｎイオンがアルミニウム合金基板の表面へ均一に微細析出する効果を有する。また、含有量の増加に伴いＺｎがアルミニウム合金基板中に均一に析出してメッキ前処理時の酸エッチング工程でのエッチング起点、及びジンケート工程時の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。Ｚｎの含有量が０．０１質量％未満では、前記の効果が期待できない。また、Ｚｎの含有量が０．４質量％以上であると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴って、メッキ前処理時に形成されるエッチングピットも大きくなり、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因となる。よって、Ｚｎの含有量は０．０１質量％以上０．４質量％未満の範囲とする。
Ｚｎも、アルミニウム合金基板のＮｉＰメッキ性改善のために有効な元素である。ＺｎもＣｕと同様、アルミニウム合金板中に均一に固溶し、ジンケート工程において、ジンケート浴中のＺｎイオンがアルミニウム合金基板の表面へ均一に微細析出する効果を有する。また、含有量の増加に伴いＺｎがアルミニウム合金基板中に均一に析出してメッキ前処理時の酸エッチング工程でのエッチング起点、及びジンケート工程時の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。Ｚｎの含有量が０．０１質量％未満では、前記の効果が期待できない。また、Ｚｎの含有量が０．４質量％以上であると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴って、メッキ前処理時に形成されるエッチングピットも大きくなり、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因となる。よって、Ｚｎの含有量は０．０１質量％以上０．４質量％未満の範囲とする。
〔不可避的不純物〕
不可避的不純物は、例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ等である。不可避的不純物の含有量は、それぞれ０．００５質量％以下であって、その範囲内であれば、本発明のアルミニウム合金基板の特性に影響しない。
不可避的不純物は、例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ等である。不可避的不純物の含有量は、それぞれ０．００５質量％以下であって、その範囲内であれば、本発明のアルミニウム合金基板の特性に影響しない。
〔Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、最大長さ７μｍ以下のものからなる〕
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、前記したように、ブランクの鏡面加工時に脱落、メッキ前処理において溶解することによって、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させる原因となる。よって、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、最大長さ７μｍ以下のものからなる。したがって、後記する実施例にて測定する最大長さ７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数密度は、０個／ｍｍ2である。
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、前記したように、ブランクの鏡面加工時に脱落、メッキ前処理において溶解することによって、ＮｉＰメッキ膜表面にピットを発生させる原因となる。よって、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、最大長さ７μｍ以下のものからなる。したがって、後記する実施例にて測定する最大長さ７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数密度は、０個／ｍｍ2である。
〔Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、最大長さ４μｍ以下のものからなる〕
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、前記したように、ブランクの鏡面加工時に脱落、メッキ前処理において溶解すると共に、Ｍｇのみが溶解しＳｉが溶け残る。残ったＳｉ上では、ＮｉＰメッキ膜が成長しないため、粗大なＳｉが残った場合、ＮｉＰメッキ膜がつかず、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因になる。あるいは、周囲からＮｉＰメッキ膜で覆われる際に、ＮｉＰメッキ液を取り込み、磁性膜成膜時のスパッタリング工程で加熱された際、ＮｉＰメッキ膜にフクレを生じる原因になる。よって、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、最大長さ４μｍ以下のものからなる。したがって、後記する実施例にて測定する最大長さ４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数密度は、０個／ｍｍ2である。
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、前記したように、ブランクの鏡面加工時に脱落、メッキ前処理において溶解すると共に、Ｍｇのみが溶解しＳｉが溶け残る。残ったＳｉ上では、ＮｉＰメッキ膜が成長しないため、粗大なＳｉが残った場合、ＮｉＰメッキ膜がつかず、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因になる。あるいは、周囲からＮｉＰメッキ膜で覆われる際に、ＮｉＰメッキ液を取り込み、磁性膜成膜時のスパッタリング工程で加熱された際、ＮｉＰメッキ膜にフクレを生じる原因になる。よって、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、最大長さ４μｍ以下のものからなる。したがって、後記する実施例にて測定する最大長さ４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数密度は、０個／ｍｍ2である。
また、本発明のアルミニウム合金基板は、前記アルミニウム合金に、さらに所定範囲のＴｉを含むアルミニウム合金から構成されたアルミニウム合金板であってもよい。
〔Ｔｉ：０．００５質量％を超え０．１質量％以下〕
Ｔｉは、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）において、結晶粒成長を抑制し組織を微細化する効果がある。また、第１工程（鋳造）の後に、焼鈍処理を伴う冷間圧延を行う場合にも、結晶粒成長を抑制し、再結晶粒の異常成長を抑制し組織を微細化する効果がある。Ｔｉの含有量が０．００５質量％以下では前記の効果が期待できない。また、ＴｉはＴｉＢとしてアルミニウム合金に添加され、Ｔｉの含有量が０．１質量％を超えると、このＴｉＢの凝集物が発生し、アルミニウム合金基板作製時の研削加工などの所謂鏡面加工（後記第３工程）等で脱落し、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因となる。よって、Ｔｉの含有量は、０．００５質量％を超え０．１質量％以下の範囲とする。
〔Ｔｉ：０．００５質量％を超え０．１質量％以下〕
Ｔｉは、アルミニウム合金板を鋳造する工程（後記第１工程）において、結晶粒成長を抑制し組織を微細化する効果がある。また、第１工程（鋳造）の後に、焼鈍処理を伴う冷間圧延を行う場合にも、結晶粒成長を抑制し、再結晶粒の異常成長を抑制し組織を微細化する効果がある。Ｔｉの含有量が０．００５質量％以下では前記の効果が期待できない。また、ＴｉはＴｉＢとしてアルミニウム合金に添加され、Ｔｉの含有量が０．１質量％を超えると、このＴｉＢの凝集物が発生し、アルミニウム合金基板作製時の研削加工などの所謂鏡面加工（後記第３工程）等で脱落し、ＮｉＰメッキ膜表面のピットの原因となる。よって、Ｔｉの含有量は、０．００５質量％を超え０．１質量％以下の範囲とする。
（２）アルミニウム合金基板の製造方法
本発明のアルミニウム合金基板の製造方法は、前記アルミニウム合金の溶湯から薄板連続鋳造によりアルミニウム合金板を作製する第１工程と、アルミニウム合金板からブランクを作製する第２工程と、ブランクからアルミニウム合金基板を作製する第３工程とを含むものである。以下、各工程について詳細に説明する。
本発明のアルミニウム合金基板の製造方法は、前記アルミニウム合金の溶湯から薄板連続鋳造によりアルミニウム合金板を作製する第１工程と、アルミニウム合金板からブランクを作製する第２工程と、ブランクからアルミニウム合金基板を作製する第３工程とを含むものである。以下、各工程について詳細に説明する。
〔第１工程〕
まず、化学成分の含有量を所定範囲に限定したアルミニウム合金を溶解し、溶湯を作製する。各成分の含有量を数値限定した理由については、前記と同様である。
次に、その溶湯から薄板連続鋳造、すなわち、溶湯を回転する回転鋳型に供給して、回転鋳型を冷却することにより、板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板を作製する。板厚を５０ｍｍ以下とした理由は、板厚５０ｍｍを超えるとアルミニウム合金板の冷却速度の向上が少なくなり（冷却速度が遅くなる）、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の微細化の作用が低下するからである。
まず、化学成分の含有量を所定範囲に限定したアルミニウム合金を溶解し、溶湯を作製する。各成分の含有量を数値限定した理由については、前記と同様である。
次に、その溶湯から薄板連続鋳造、すなわち、溶湯を回転する回転鋳型に供給して、回転鋳型を冷却することにより、板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板を作製する。板厚を５０ｍｍ以下とした理由は、板厚５０ｍｍを超えるとアルミニウム合金板の冷却速度の向上が少なくなり（冷却速度が遅くなる）、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の微細化の作用が低下するからである。
薄板連続鋳造の方法としては、例えば、双ロール鋳造法、ベルト鋳造法、単ロール鋳造法、ブロック鋳造法等が挙げられる。以下、詳細に説明する。なお、図１（ａ）、（ｂ）は双ロール鋳造法に使用される鋳造装置の概略を示す模式図、図２はベルト鋳造法に使用される鋳造装置の概略を示す模式図である。
（ａ）双ロール鋳造法
双ロール鋳造法は、回転鋳型として相対するロールを使用する鋳造方法であって、図１（ａ）、（ｂ）に示すように、一対のロール２、２と、その一対のロール２、２の間に設けられたサイド堰３と、ロール２、２を冷却する冷却装置（冷却管、冷却ノズル）６とを備えた鋳造装置１ａ、１ｂが用いられる。そして、注湯ノズル４を介してサイド堰３に溶湯Ｍを供給し、この溶湯Ｍをサイド堰３の底部から回転するロール２、２の外周面間に供給し、供給直後からロール２、２を冷却することによって、溶湯Ｍから、直接、板厚３〜１０ｍｍ程度のアルミニウム合金板５が連続的に鋳造される。
（ａ）双ロール鋳造法
双ロール鋳造法は、回転鋳型として相対するロールを使用する鋳造方法であって、図１（ａ）、（ｂ）に示すように、一対のロール２、２と、その一対のロール２、２の間に設けられたサイド堰３と、ロール２、２を冷却する冷却装置（冷却管、冷却ノズル）６とを備えた鋳造装置１ａ、１ｂが用いられる。そして、注湯ノズル４を介してサイド堰３に溶湯Ｍを供給し、この溶湯Ｍをサイド堰３の底部から回転するロール２、２の外周面間に供給し、供給直後からロール２、２を冷却することによって、溶湯Ｍから、直接、板厚３〜１０ｍｍ程度のアルミニウム合金板５が連続的に鋳造される。
ここで、サイド堰３は、図１（ａ）に示すようにロール２、２端面に押し付けられた形態、図１（ｂ）に示すようにロール２、２周面上に押し付けられた形態のいずれでもよく、サイド堰３も複数に分割された形態であってもよい。また、アルミニウム合金板５の鋳造方向は、図１（ａ）、（ｂ）では垂直方向であるが、水平方向、斜め（傾斜）方向であってもよく、溶湯Ｍが上方から供給されているが、溶湯Ｍを下方から供給してもよい。さらに、相対するロール２、２は、図１（ａ）、（ｂ）では一対であるが、鋳造方向に複数対のロール２、２を設けてもよい。なお、双ロール鋳造法でのアルミニウム合金板５の冷却速度は２００〜１０００℃／秒となる。
さらに、冷却装置によるロールの冷却方法としては、図１（ａ）、（ｂ）のように、ロール２の内方に冷却管６等を配し、この冷却管６等を介して、ロール２の内周面に冷却水Ｗを噴射して冷却する方式等が採用される。また、図示しないが、ロールとそのロール内方に配したコア胴との間に設けた流路に冷却水を導入して、ロールを内方から冷却する方式でもよい。
（ｂ）ベルト鋳造法
ベルト鋳造法は、回転鋳型として相対するベルトを使用する鋳造方法であって、図２に示すように、２対のロール１３、１３と、各対のロール１３、１３に掛け渡されたループ状のベルト１１と、そのベルト１１を冷却する冷却装置（冷却ノズル）１７とを備えた鋳造装置１０が用いられる。そして、溶湯Ｍを樋１２に供給し、この溶湯Ｍを樋１２の側部のノズル１６から回転するベルト１１、１１間に供給し、供給直後からベルト１１、１１を冷却ノズル１７等から噴射された冷却水Ｗで冷却することによって、溶湯Ｍから、直接、板厚１５〜２５ｍｍ程度のアルミニウム合金板１５が連続的に鋳造される。ここで、アルミニウム合金板１５の鋳造方向は、図２では水平方向であるが、垂直方向、斜め（傾斜）方向であってもよい。また、ベルト１１、１１によるアルミニウム合金板１５の移送を安定化させるために、バックアップロール１４、１４・・・をロール１３、１３間に設けてもよい。なお、ベルト鋳造法でのアルミニウム合金板１５の冷却速度は５〜３００℃／秒となる。
ベルト鋳造法は、回転鋳型として相対するベルトを使用する鋳造方法であって、図２に示すように、２対のロール１３、１３と、各対のロール１３、１３に掛け渡されたループ状のベルト１１と、そのベルト１１を冷却する冷却装置（冷却ノズル）１７とを備えた鋳造装置１０が用いられる。そして、溶湯Ｍを樋１２に供給し、この溶湯Ｍを樋１２の側部のノズル１６から回転するベルト１１、１１間に供給し、供給直後からベルト１１、１１を冷却ノズル１７等から噴射された冷却水Ｗで冷却することによって、溶湯Ｍから、直接、板厚１５〜２５ｍｍ程度のアルミニウム合金板１５が連続的に鋳造される。ここで、アルミニウム合金板１５の鋳造方向は、図２では水平方向であるが、垂直方向、斜め（傾斜）方向であってもよい。また、ベルト１１、１１によるアルミニウム合金板１５の移送を安定化させるために、バックアップロール１４、１４・・・をロール１３、１３間に設けてもよい。なお、ベルト鋳造法でのアルミニウム合金板１５の冷却速度は５〜３００℃／秒となる。
（ｃ）単ロール鋳造法
単ロール鋳造法は、回転鋳型として1つのロールを使用する鋳造方法であって、図１（ａ）、（ｂ）の鋳造装置１ａ、１ｂの一対のロール２、２の代わりに、１つのロール２で鋳造する鋳造装置（図示せず）を用いる。そして、ロール２に接して配されたサイド堰３内の溶湯Ｍを、ロール２の側方に引き出して冷却凝固させて、アルミニウム合金板５を連続的に鋳造する。また、回転鋳型としてホイールおよびベルトを使用したプロペルチ鋳造法も単ロール鋳造法の１つとして挙げることができる。プロペルチ鋳造法には、溝付きホイールとその溝を塞ぐベルトとを備えた鋳造装置（図示せず）が用いられる。そして、溝に溶湯を供給し、供給直後からベルト側を水冷することによって、溶湯から、直接、板厚５０ｍｍ以下程度のアルミニウム合金板が連続的に鋳造される。なお、プロペルチ鋳造法でのアルミニウム合金板の冷却速度は、前記（ａ）双ロール鋳造法の冷却速度と（ｂ）ベルト鋳造法の冷却速度との中間程度の冷却速度となる。
単ロール鋳造法は、回転鋳型として1つのロールを使用する鋳造方法であって、図１（ａ）、（ｂ）の鋳造装置１ａ、１ｂの一対のロール２、２の代わりに、１つのロール２で鋳造する鋳造装置（図示せず）を用いる。そして、ロール２に接して配されたサイド堰３内の溶湯Ｍを、ロール２の側方に引き出して冷却凝固させて、アルミニウム合金板５を連続的に鋳造する。また、回転鋳型としてホイールおよびベルトを使用したプロペルチ鋳造法も単ロール鋳造法の１つとして挙げることができる。プロペルチ鋳造法には、溝付きホイールとその溝を塞ぐベルトとを備えた鋳造装置（図示せず）が用いられる。そして、溝に溶湯を供給し、供給直後からベルト側を水冷することによって、溶湯から、直接、板厚５０ｍｍ以下程度のアルミニウム合金板が連続的に鋳造される。なお、プロペルチ鋳造法でのアルミニウム合金板の冷却速度は、前記（ａ）双ロール鋳造法の冷却速度と（ｂ）ベルト鋳造法の冷却速度との中間程度の冷却速度となる。
（ｄ）ブロック鋳造法
ブロック鋳造法は、回転鋳型としてブロックを使用する鋳造方法であって、図２の鋳造装置１０のベルト１１の代わりに、多数個のブロックをループ状に連結したブロックチェーンを使用して鋳造する鋳造装置（図示せず）を用いる。なお、作製されるアルミニウム合金板の板厚は１５〜４０ｍｍ、冷却速度は５〜３００℃／秒である。
ブロック鋳造法は、回転鋳型としてブロックを使用する鋳造方法であって、図２の鋳造装置１０のベルト１１の代わりに、多数個のブロックをループ状に連結したブロックチェーンを使用して鋳造する鋳造装置（図示せず）を用いる。なお、作製されるアルミニウム合金板の板厚は１５〜４０ｍｍ、冷却速度は５〜３００℃／秒である。
前記した薄板連続鋳造法（ａ）〜（ｄ）の中で、（ａ）双ロール鋳造法が、アルミニウム合金板の冷却速度が最も速いため、アルミニウム合金板に発生するＡｌ−Ｆｅ系およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を微細化させる効果が大きく、前記したように、ＮｉＰメッキ膜表面にピットが生じにくく、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が低下することを防止する効果が大きい。したがって、第１工程では、双ロール鋳造法を用いて行うことが好ましい。
また、必要に応じて、前記第１工程（薄板連続鋳造）後に焼鈍および冷間圧延を行ってもよい。焼鈍温度は３００〜４００℃、冷間圧延率は３０〜７５％が好ましい。
〔第２工程〕
前記第１工程で作製されたアルミニウム合金板を，打ち抜きプレスにより、例えば、外径２０〜９６ｍｍ，内径３〜２５ｍｍの円環状基板に打ち抜く、打ち抜かれた円環状基板を１０〜３０枚積み重ね，スペーサ―と呼ばれる円筒状の冶具で、両端を挟み、２５０〜４００℃で加圧焼鈍してブランクを作製する。
前記第１工程で作製されたアルミニウム合金板を，打ち抜きプレスにより、例えば、外径２０〜９６ｍｍ，内径３〜２５ｍｍの円環状基板に打ち抜く、打ち抜かれた円環状基板を１０〜３０枚積み重ね，スペーサ―と呼ばれる円筒状の冶具で、両端を挟み、２５０〜４００℃で加圧焼鈍してブランクを作製する。
〔第３工程〕
前記第２工程で作製されたブランクの端面を切削加工し、ブランク表面を切削あるいは研削加工、またはこの組合せにより鏡面加工してアルミニウム合金基板を作製する。
前記第２工程で作製されたブランクの端面を切削加工し、ブランク表面を切削あるいは研削加工、またはこの組合せにより鏡面加工してアルミニウム合金基板を作製する。
次に、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、本発明の特許請求の範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。
（実施例１〜３）
表１に示す組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、実施例１、２では図１（ａ）の鋳造装置（双ロール鋳造装置）、実施例３では図２に示す鋳造装置（ベルト鋳造装置）に流し、板厚３ｍｍのアルミニウム合金板を鋳造した。その後、冷間圧延して、アルミニウム合金板の板厚を１．０ｍｍに調整した。
（比較例１、６）
表１に示すアルミニウム合金の溶湯を、図３の鋳造装置（ＤＣ鋳造装置）に流し、板厚５００ｍｍの鋳塊を作製した。作製した鋳塊を面削した後、５４０℃で８時間加熱して均質化熱処理し、板厚が３ｍｍになるように熱間圧延した。その後、冷間圧延して、板厚が１．０ｍｍのアルミニウム合金板を作製した。
（比較例２〜５、７〜１１）
表１に示す組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、比較例２、４、５、７〜１１では図１（ａ）の鋳造装置（双ロール鋳造装置）、比較例３では図２に示す鋳造装置（ベルト鋳造装置）に流し、板厚３ｍｍのアルミニウム合金板を鋳造した。その後、冷間圧延して、アルミニウム合金板の板厚を１．０ｍｍに調整した。
表１に示す組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、実施例１、２では図１（ａ）の鋳造装置（双ロール鋳造装置）、実施例３では図２に示す鋳造装置（ベルト鋳造装置）に流し、板厚３ｍｍのアルミニウム合金板を鋳造した。その後、冷間圧延して、アルミニウム合金板の板厚を１．０ｍｍに調整した。
（比較例１、６）
表１に示すアルミニウム合金の溶湯を、図３の鋳造装置（ＤＣ鋳造装置）に流し、板厚５００ｍｍの鋳塊を作製した。作製した鋳塊を面削した後、５４０℃で８時間加熱して均質化熱処理し、板厚が３ｍｍになるように熱間圧延した。その後、冷間圧延して、板厚が１．０ｍｍのアルミニウム合金板を作製した。
（比較例２〜５、７〜１１）
表１に示す組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、比較例２、４、５、７〜１１では図１（ａ）の鋳造装置（双ロール鋳造装置）、比較例３では図２に示す鋳造装置（ベルト鋳造装置）に流し、板厚３ｍｍのアルミニウム合金板を鋳造した。その後、冷間圧延して、アルミニウム合金板の板厚を１．０ｍｍに調整した。
実施例１〜３、比較例１〜１１のアルミニウム合金板について、以下の方法でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数密度を測定し、その結果を表１に示す。
〔Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数密度〕
アルミニウム合金板の表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この表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。そして、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個数（個数密度：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個数（個数密度：個／ｍｍ2）を計算した。なお、比較例９においては、マトリックスより白く写る部分はＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物であり、最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を計算した。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物およびＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物のいずれの個数密度も、０個／ｍｍ2を合格とした。
アルミニウム合金板の表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この表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。そして、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個数（個数密度：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個数（個数密度：個／ｍｍ2）を計算した。なお、比較例９においては、マトリックスより白く写る部分はＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物であり、最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を計算した。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物およびＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物のいずれの個数密度も、０個／ｍｍ2を合格とした。
次に、実施例１〜３、比較例１〜１１のアルミニウム合金板を外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍの円環状に打抜いた後、所定枚数を積み付け、３５０℃で３時間加圧焼鈍し、端面加工を行ない、３．５インチタイプのブランクを作製した。その後、ブランク表面を砥石によって、片面１０μｍで両面研削加工（鏡面加工）して、アルミニウム合金基板を作製した。
こうして作製したアルミニウム合金基板について、ＡＤ−６８Ｆで７０℃、５ｍｉｎで脱脂を行った後、ＡＤ−１０１Ｆで６８℃、２ｍｉｎで酸エッチングを行い、３０％硝酸でデスマットを行った。その後、ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘで２０℃、３０ｓｅｃでジンケート処理を行った後、一旦、３０％硝酸でＺｎを溶解させた後、再び２０℃、１５ｓｅｃでジンケート処理を行った。その後、ＨＤＸ−７Ｇ液を使用して、９０℃、２ｈで無電解ＮｉＰメッキ処理を行い、１０μｍ厚さ程度のＮｉＰメッキ膜を形成した後、両面を研磨して磁気ディスク用基板を作製した。なお、前記のＡＤ−６８Ｆ、ＡＤ−１０１Ｆ、ＡＤ−３０１Ｆ−３ＸはＮｉＰメッキ前処理液、ＨＤＸ−７Ｇ液はＮｉＰメッキ液で、いずれも上村工業製のものを使用した。
前記のようにして得られたアルミニウム合金板、磁気ディスク用基板を対象として、以下の評価を行った。
〔表面状態〕
前記のアルミニウム合金板の表面状態を目視にて観察した。その際、端部割れ（耳割れ）の発生のないものを「○（良好）」、端部割れ（耳割れ）の発生のあるものを「△（やや不良）」、著しい端部割れ（耳割れ）の発生のあるものを「×（不良）」とした、その結果を表２に示す。
〔耐力〕
前記のアルミニウム合金板でＪＩＳＺ２２４１規定の引張試験を行った。ここでは耐力には０．２％耐力を使用した。耐力１５０ＭＰａ以上は「○（良好）」、１５０ＭＰａ未満はアルミニウム合金板（磁気ディスク用基板）の耐衝撃性が低下するために「×（不良）」とした。その結果を表２に示す。
〔ビッカース硬度〕
前記のアルミニウム合金板でビッカース硬度計を用いて表面硬度を測定した。硬度７０Ｈｖ以上は「○（良好）」、７０Ｈｖ未満はアルミニウム合金板（磁気ディスク用基板）の耐衝撃性が低下するために「×（不良）」とした。その結果を表２に示す。
〔表面状態〕
前記のアルミニウム合金板の表面状態を目視にて観察した。その際、端部割れ（耳割れ）の発生のないものを「○（良好）」、端部割れ（耳割れ）の発生のあるものを「△（やや不良）」、著しい端部割れ（耳割れ）の発生のあるものを「×（不良）」とした、その結果を表２に示す。
〔耐力〕
前記のアルミニウム合金板でＪＩＳＺ２２４１規定の引張試験を行った。ここでは耐力には０．２％耐力を使用した。耐力１５０ＭＰａ以上は「○（良好）」、１５０ＭＰａ未満はアルミニウム合金板（磁気ディスク用基板）の耐衝撃性が低下するために「×（不良）」とした。その結果を表２に示す。
〔ビッカース硬度〕
前記のアルミニウム合金板でビッカース硬度計を用いて表面硬度を測定した。硬度７０Ｈｖ以上は「○（良好）」、７０Ｈｖ未満はアルミニウム合金板（磁気ディスク用基板）の耐衝撃性が低下するために「×（不良）」とした。その結果を表２に示す。
〔メッキ面の平滑性〕
前記の磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面と、その磁気ディスク用基板を３００℃で１時間加熱した後のＮｉＰメッキ膜表面をＳＥＭにより観察した。その際、いずれのＮｉＰメッキ膜表面にも幅１μｍ以上のピット、幅１μｍ以上のフクレまたはメクレ欠陥に起因した疵がないものを「○（良好）」、どちらか一方のＮｉＰメッキ膜表面でピット、フクレまたは疵が生じたものを「×（不良）」とした。その結果を表２に示す。
前記の磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面と、その磁気ディスク用基板を３００℃で１時間加熱した後のＮｉＰメッキ膜表面をＳＥＭにより観察した。その際、いずれのＮｉＰメッキ膜表面にも幅１μｍ以上のピット、幅１μｍ以上のフクレまたはメクレ欠陥に起因した疵がないものを「○（良好）」、どちらか一方のＮｉＰメッキ膜表面でピット、フクレまたは疵が生じたものを「×（不良）」とした。その結果を表２に示す。
表１、２に示すように、実施例１〜３は、本発明の特許請求の範囲を満たしているので、アルミニウム合金板の表面状態、耐力およびビッカース硬度が良好で、耐衝撃性に優れるものであった。また、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面の平滑性も優れるものであった。
比較例１は、本発明と異なる従来のＤＣ鋳造法で鋳造を行ったため、最大長さ７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数密度が高く、熱間圧延時に著しい端部割れ（耳割れ）が発生した。その結果、磁気ディスク用基板を作製することができなかった。
比較例２、３は、Ｓｉ、Ｆｅの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えているため、最大長さ４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物および最大長さ７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数密度が高く、ＮｉＰメッキ膜表面にフクレ、疵またはピットが生じ、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が劣るものであった。
比較例４は、Ｍｇの含有量が特許請求の範囲の下限値未満であるため、アルミニウム合金板の耐力、ビッカース硬度が低下し、耐衝撃性に劣るものであった。比較例５は、Ｃｕ、Ｚｎの含有量が特許請求の範囲の下限値未満であるため、ＮｉＰメッキ膜表面にノジュール、粒間段差が生じ、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が劣るものであった。
比較例６は、本発明と異なる従来のＤＣ鋳造法で鋳造を行ったため、最大長さ７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物および最大長さ４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数密度が高く、熱間圧延時に端部割れ（耳割れ）が発生した。また、ＮｉＰメッキ膜表面にピット、フクレまたは疵が生じ、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性も劣るものであった。
比較例７は、Ｍｇの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えるため、粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が晶出した。そのため、鋳造後に、４５０℃で８時間の熱処理を行って、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物を固溶させた。しかしながら、Ｍｇ量の増加により融点が低下するため，５００℃以上に温度を上げることができず、熱処理中にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の析出が促進され、その個数密度が高くなった。その結果、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が劣るものであった。
比較例８は、Ｃｒの含有量が特許請求の範囲の下限値未満であるため、鋳造組織が安定化（均質化）せず、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が劣るものであった。比較例９は、Ｃｒの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えるため、最大長さ７μｍを超えるＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が多く、ＮｉＰメッキ膜表面にピットが発生し、平滑性が劣るものであった。
比較例１０は、Ｃｕの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えるため、ＮｉＰメッキ膜表面にノジュールが発生し、メッキ面の平滑性が劣るものであった。比較例１１は、Ｚｎの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えるため、ＮｉＰメッキ膜表面にピットが発生し、ＮｉＰメッキ膜表面の平滑性が劣るものであった。
（実施例４）
実施例４は、表３に示すように、表１のアルミニウム合金成分にさらにＴｉを含有したアルミニウム合金の溶湯を、図１（ａ）の鋳造装置（双ロール鋳造装置）に流し、板厚３ｍｍのアルミニウム合金板を鋳造したものである。その後、冷間圧延して、アルミニウム合金板の板厚を１．０ｍｍに調整した。なお、表３には、参照例として実施例１の成分含有量も合わせて記載した。
（比較例１２）
比較例１２は、表３に示すアルミニウム合金（Ｔｉの含有量が特許請求の範囲の上限値を超える）を使用した以外は、前記実施例４と同様とした。
実施例４は、表３に示すように、表１のアルミニウム合金成分にさらにＴｉを含有したアルミニウム合金の溶湯を、図１（ａ）の鋳造装置（双ロール鋳造装置）に流し、板厚３ｍｍのアルミニウム合金板を鋳造したものである。その後、冷間圧延して、アルミニウム合金板の板厚を１．０ｍｍに調整した。なお、表３には、参照例として実施例１の成分含有量も合わせて記載した。
（比較例１２）
比較例１２は、表３に示すアルミニウム合金（Ｔｉの含有量が特許請求の範囲の上限値を超える）を使用した以外は、前記実施例４と同様とした。
実施例４、比較例１２のアルミニウム合金板について、前記方法でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数密度を測定し、その結果を表３に示す。なお、表３には、参照例として実施例１の測定結果を合わせて記載した。
実施例４、比較例１２のアルミニウム合金板を、前記実施例１〜３、比較例１〜１２と同様にして、ブランク、アルミニウム合金基板、磁気ディスク用基板を作製した。次に、前記した評価方法で、アルミニウム合金板の表面状態、耐力およびビッカース硬度、さらに、磁気ディスク用基板のＮｉＰメッキ膜表面の平滑性を評価し、その結果を表４に示す。なお、表４には、参照例として実施例１の評価結果も合わせて記載した。
表３、４に示すように、実施例４は、本発明の特許請求の範囲を満たしているので、アルミニウム合金板の表面状態、耐力および硬度が良好で、耐衝撃性に優れるものであった。また、磁気ディスク用基板のメッキ面の平滑性も優れるものであった。
比較例１２は、Ｔｉの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えるため、ＴｉＢの凝集物が発生し、メッキ面の平滑性が劣るものであった。
比較例１２は、Ｔｉの含有量が特許請求の範囲の上限値を超えるため、ＴｉＢの凝集物が発生し、メッキ面の平滑性が劣るものであった。
１ａ、１ｂ、１０ 鋳造装置
２ ロール（回転鋳型）
３ サイド堰
４ 注湯ノズル
５、１５ アルミニウム合金板
６ 冷却装置（冷却管）
１１ ベルト（回転鋳型）
１２ 樋
１３ ロール
１４ バックアップロール
１６ ノズル
１７ 冷却装置（冷却ノズル）
Ｍ 溶湯（アルミニウム合金溶湯）
２ ロール（回転鋳型）
３ サイド堰
４ 注湯ノズル
５、１５ アルミニウム合金板
６ 冷却装置（冷却管）
１１ ベルト（回転鋳型）
１２ 樋
１３ ロール
１４ バックアップロール
１６ ノズル
１７ 冷却装置（冷却ノズル）
Ｍ 溶湯（アルミニウム合金溶湯）
Claims (4)
- Ｍｇ：７質量％以上１５質量％以下、Ｓｉ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｆｅ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、Ｃｒ：０．０２質量％以上０．３５質量％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が最大長さ７μｍ以下のものからなり、かつ、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が最大長さ４μｍ以下のものからな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。
- 前記アルミニウム合金が、さらにＴｉ：０．００５質量％を越え０．１質量％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- 請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金の溶湯から薄板連続鋳造により、板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板を作製する第１工程と、
前記アルミニウム合金板を円環状に打ち抜き、加圧焼鈍を行ってブランクを作製する第２工程と、
前記ブランクの表面を鏡面加工してアルミニウム合金基板を作製する第３工程とを含む
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。 - 前記第１工程の薄板連続鋳造が、相対するロールを用いて、前記溶湯を回転する前記ロールの外周面間に供給して、前記ロールを冷却することにより、アルミニウム合金板を作製するものであることを特徴とする請求項３に記載の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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