JP2009079286A - 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

Abstract

【課題】強度が優れ、ＮｉＰめっき後の表面の平滑性を向上させた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を３．５〜１５質量％、Ｓｉ，Ｆｅをそれぞれ０．０１〜０．１質量％、Ｃｒを０．０２〜０．３５質量％含有し、さらに、Ｃｕ，Ｚｎの少なくとも１種を所定量含有するアルミニウム合金の溶湯を薄板連続鋳造法により板材とし、打ち抜き加工したものを、３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上（［Ｍｇ］：アルミニウム合金におけるＭｇ含有量（質量％））で加圧焼鈍した後、所定速度以上で冷却して平坦化することにより製造される磁気ディスク用アルミニウム合金基板で、表面における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以下であり、Ａｌ_３Ｍｇ_２相の面積率が１％以下であることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、磁性膜を付着させて磁気ディスクとするアルミニウム合金製の基板とその製造方法に関する。

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は、非磁性の基板に磁性膜を付着させてなる。一般的に、この基板は、軽量かつ高い剛性を有し平滑な表面であることが要求されるため、非磁性で軽量、さらに鏡面加工等により平滑な表面を容易に得ることができる等の理由からアルミニウム合金板が使用され、その表面に剛性を得るためのＮｉＰめっき膜を約１０μｍの厚さに形成して磁気ディスク用基板としている。

従来、このようなアルミニウム合金板としては、鏡面加工等の機械加工に耐える強度を有し、十分な表面平滑性が得られる等の理由から、ＪＩＳ５０８６合金（Ａｌ−Ｍｇ合金）が使用されてきた。しかしながら、近年、磁気ディスクの高記録密度化に対応するため、基板の一層の表面平滑性が要求されている。同時に、磁気ディスクの耐衝撃性向上のため、基板の強度向上も要求されている。例えば、特許文献１では、Ｍｇ濃度を６〜１５質量％に増やして強度を向上させ、Ｔｉ，Ｂ濃度を規制することで板表面方向の結晶粒径を微細化させる基板の製造方法が開示されている。同様に、特許文献２では、Ｍｇ濃度を７〜１５質量％とし、また、Ｓｉ，Ｆｅ濃度をそれぞれ０．１質量％以下に制限することで、表面粗さを増大させるＡｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の析出を抑制した基板の製造方法が開示されている。そして、６質量％を超える高濃度のＭｇを含有するアルミニウム合金を熱間圧延することは困難であることから、これらの従来技術では、従来のＤＣ鋳造法（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ Ｃａｓｔｉｎｇ：縦型半連続鋳造法）に代えて、熱間圧延の不要な薄板連続鋳造法により板材を製造している。
特開昭６４−３５７２５号公報（３頁目右上欄４〜１９行、右下欄３〜１３行） 特開２００６−２４１５１３号公報（段落００３１〜００３３，００４２）

アルミニウム合金板から磁気ディスク用基板を製造するには、まず、アルミニウム合金板を円環形状に打ち抜く等して磁気ディスクの形状にする。次に、円環形状にしたアルミニウム合金板を両面から加圧した状態で焼鈍し、打ち抜き加工で生じた歪みを矯正して平坦化する（加圧焼鈍）。そして、端面（周面）を切削して形状を整える。この平坦化された円環形状のアルミニウム合金基板をブランクという。そして、ブランクの表面（両面）を鏡面加工（切削加工、研削加工）により平滑性よく仕上げる。この鏡面加工されたアルミニウム合金基板をサブストレートという。サブストレートに、酸によるエッチング、ジンケート処理等のめっき前処理、および無電解ＮｉＰめっき処理を施すことによって表面にＮｉＰ膜を形成し、磁気ディスク用基板となる。前記加圧焼鈍のような熱処理における処理温度は、再結晶が起こる温度域すなわち３００℃以上であるが、特許文献１，２に開示された高濃度のＭｇを含有するアルミニウム合金の場合、さらに高温で処理しないと、Ａｌ_３Ｍｇ_２相（β相）が析出することがある。また、その後の冷却速度が遅い場合も、冷却中にβ相が析出することがある。そして、鏡面加工後のアルミニウム合金基板（サブストレート）の表面にβ相が存在する場合、めっきの前処理において、母相とのエッチング速度の違いによってβ相の存在した箇所が窪みとなり、めっき膜の表面の平滑性を低下させる。

本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、強度が優れ、めっき後の表面の平滑性を向上させた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。

前記課題を解決するために、本発明者らは、薄板連続鋳造法による鋳造後の熱処理すなわち加圧焼鈍における処理温度およびその後の冷却速度を制御することにより、アルミニウム合金板中のＡｌ_３Ｍｇ_２相の析出を抑制する方法を発明するに至った。

すなわち、請求項１に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、Ｍｇ：３．５〜１５質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．１質量％、Ｃｒ：０．０２〜０．３５質量％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種を含有し、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形成される磁気ディスク用アルミニウム合金基板で、前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面における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以下であり、前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面におけるＡｌ_３Ｍｇ_２相の面積率が１％以下であることを特徴とする。

このように、Ｍｇ濃度を高い範囲に制限することにより、アルミニウム合金基板の強度を向上させることができる。また、Ｃｒ濃度を所定範囲に限定することにより、アルミニウム合金板（鋳造組織）に微細なＡｌ−Ｃｒ系金属間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。そして、Ｃｕ，Ｚｎ濃度を所定範囲に限定することにより、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めっき性が改善される。また、Ｓｉ，Ｆｅ濃度を低い範囲に制限することにより、Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の析出量を抑制し、さらにその大きさを制限することで、めっき後の表面の平滑性を維持できる。また、Ａｌ_３Ｍｇ_２相の析出を表面における面積率で制限することで、めっき後の表面の平滑性を維持できる。

さらに、請求項２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、請求項１に記載のアルミニウム合金の溶湯を薄板連続鋳造法により板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板にする鋳造工程と、前記アルミニウム合金板を円環形状に打ち抜く成形工程と、前記成形工程で得られた円環形状のアルミニウム合金板を加圧焼鈍して平坦化する加圧焼鈍工程と、を含み、前記加圧焼鈍工程は、前記アルミニウム合金におけるＭｇの含有量（質量％）を［Ｍｇ］として表したとき、３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上で、１ｈ以上保持して加圧焼鈍し、前記加圧焼鈍後、３．５≦［Ｍｇ］≦８のとき冷却速度５０℃／ｈ以上で、８＜［Ｍｇ］≦１５のとき冷却速度１００℃／ｈ以上で、１００℃以下まで冷却することを特徴とする。

このように、薄板連続鋳造法を適用することにより熱間圧延が不要となるので、Ｍｇ高濃度のアルミニウム合金が熱間圧延されることによって発生する圧延割れを回避でき、Ｍｇ高濃度により強度の優れたアルミニウム合金板を製造することができる。また、鋳造の際の冷却速度が速いので、アルミニウム合金板に析出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等が微細化される。そして、加圧焼鈍における処理温度とその後の冷却速度をアルミニウム合金のＭｇ濃度に応じて制限することにより、Ａｌ_３Ｍｇ_２相の析出が抑制された、平坦化されたアルミニウム合金基板とすることが可能である。

さらに、請求項３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、請求項２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において、前記成形工程の前に、前記アルミニウム合金板を焼鈍する冷間圧延前焼鈍工程と、前記焼鈍されたアルミニウム合金板を冷間圧延して所望の板厚とする冷間圧延工程とをさらに含み、前記冷間圧延前焼鈍工程は、３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上で焼鈍することを特徴とする。

このように、加圧焼鈍工程前に冷間圧延を行うので、アルミニウム合金基板の板厚の精度が向上する。さらに、冷間圧延前に所定温度で焼鈍（熱処理）を行うことで、アルミニウム合金板の鋳造組織が均質化かつ微細化され、鋳造時に析出したＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等も微細化される。そして、冷間圧延前焼鈍における処理温度をアルミニウム合金のＭｇ濃度に応じて制限することにより、Ａｌ_３Ｍｇ_２相の析出が抑制された、平坦化されたアルミニウム合金基板とすることが可能である。

さらに、請求項４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、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において、前記冷間圧延前焼鈍工程は、４５０℃を超える焼鈍温度で焼鈍した後、冷却速度２００℃／ｈ以上で１００℃以下まで冷却し、さらに前記焼鈍温度を５００℃以上とするとき、前記アルミニウム合金におけるＣｒの含有量が０．１質量％以上であることを特徴とする。

このように、４５０℃を超える高温で焼鈍して、その後急速冷却することで、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物がいっそう微細化されたアルミニウム合金基板とすることが可能である。さらに、アルミニウム合金のＣｒ濃度を制限して、５００℃以上の高温による結晶粒の粗大化を抑制する。

本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板によれば、強度およびめっき後の表面の平滑性に優れた基板とすることができる。そして、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によれば、強度およびめっき後の表面の平滑性に優れた基板を生産性よく製造することができる。

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（以下、アルミニウム合金基板と称す）を実現するための最良の形態について説明する。なお、本明細書において、磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、ブランクとサブストレートの両方、すなわち、加圧焼鈍後〜ＮｉＰめっき（めっき前処理）前の状態のアルミニウム合金製磁気ディスク用基板材料を示す。

本発明に係るアルミニウム合金基板は、Ｍｇ：３．５〜１５質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．１質量％、Ｃｒ：０．０２〜０．３５質量％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種を含有し、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形成される。

そして、本発明に係るアルミニウム合金基板は、その表面において、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は最大長さが７μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は最大長さが４μｍ以下であり、Ａｌ_３Ｍｇ_２相（β相）の面積率は１％以下である。以下、本発明に係るアルミニウム合金基板を構成する各要素について説明する。

（Ｍｇ：３．５〜１５質量％）
Ｍｇは、アルミニウム合金の強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が３．５質量％未満では、アルミニウム合金基板が十分な強度（耐力、硬さ）を有さず、このようなアルミニウム合金基板で製造された磁気ディスクの耐衝撃性が低下する。一方、Ｍｇの含有量が１５質量％を超えると、アルミニウム合金基板中に粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が生じ、めっき前処理のエッチングにおいてこの金属間化合物が溶解して窪み（ピット）となり、めっき膜の表面の平滑性を低下させる。また、加圧焼鈍工程において、β相の析出を抑制するために必要な温度が４２４．５℃を超えることになり、このような高温で焼鈍すると、打ち抜き加工時の歪みの大きい端部で結晶粒が粗大化する。したがって、Ｍｇの含有量は３．５〜１５質量％とし、さらに、アルミニウム合金基板をより高強度とするためには、５．５〜１５質量％が好ましい。

（Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％）
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薄板連続鋳造法により作製する際、アルミニウム合金板中にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を析出させる。Ｓｉの含有量が０．１質量％を超えると、このＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が４μｍを超える粗大な化合物となってアルミニウム合金板の表面に析出する。そして、このようなアルミニウム合金板に切削、研削等の鏡面加工を施すと、このＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は表面から脱落して窪みとなる。また、めっき前処理のエッチングにおいても、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は溶解して窪みとなり、めっき膜の表面の平滑性を低下させる。また、前記エッチングでＭｇのみが溶解してＳｉが残る箇所もあり、めっき前処理のジンケート処理においてＳｉ上ではＺｎの置換反応が起こらないため、このような箇所では無電解ＮｉＰめっき処理でめっき膜が成長せず、ＮｉＰめっき膜の密着性が不足し、磁性膜成膜時等の加熱によりＮｉＰめっき膜にフクレを生じ、平滑性を低下させる。一方、Ｓｉの含有量を０．０１質量％未満にすると、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、Ｓｉの含有量は、０．０１〜０．１質量％とする。

（Ｆｅ：０．０１〜０．１質量％）
Ｆｅも、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薄板連続鋳造法により作製する際、アルミニウム合金板中にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を析出させる。Ｆｅの含有量が０．１質量％を超えると、このＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が７μｍを超える粗大な化合物となってアルミニウム合金板の表面に析出する。そして、このようなアルミニウム合金板に切削加工、研削加工等の鏡面加工を施すと、このＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は表面から脱落して窪みとなる。また、めっき前処理のエッチングにおいても、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は溶解して窪みとなり、めっき膜の表面の平滑性を低下させる。一方、Ｆｅの含有量を０．０１質量％未満にすると、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、Ｆｅの含有量は、０．０１〜０．１質量％とする。

（Ｃｒ：０．０２〜０．３５質量％）
Ｃｒは、アルミニウム合金板を薄板連続鋳造法により作製する際、アルミニウム合金板中に微細なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物として析出し、結晶粒成長を抑制して組織を均質化（安定化）する効果がある。また、後記の薄板連続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％未満ではこれらの効果が小さく、結晶粒が粗大化するため結晶粒径のばらつきが大きくなり、めっき膜に凹凸が生じて表面の平滑性を低下させる。一方、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に薄板連続鋳造の取り出し方向や冷間圧延方向に伸びた変形組織が残存するため、組織の異方性が大きくなり、めっき膜に凹凸が生じて表面の平滑性を低下させる。また、アルミニウム合金板の表面に初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、このようなアルミニウム合金板に切削加工、研削加工等の鏡面加工を施すと、この粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物は表面から脱落して窪みとなり、めっき膜の表面の平滑性を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量は、０．０２〜０．３５質量％とする。

（Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種）
Ｃｕは、アルミニウム合金基板のＮｉＰめっき性を向上させる効果がある。Ｃｕはアルミニウム合金板中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをアルミニウム合金基板の表面へ均一に微細析出させる。これによって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。Ｃｕの含有量が０．０１質量％未満では、この効果が小さい。一方、Ｃｕの含有量が０．２質量％を超えると、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が析出するため、めっき前処理のエッチングにおいて粒界部が過エッチングを受け、ＮｉＰめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。したがって、Ｃｕの含有量は０．０１質量％以上０．２質量％以下とする。

Ｚｎも、アルミニウム合金基板のＮｉＰめっき性を向上させる効果がある。ＺｎもＣｕと同様に、アルミニウム合金板中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをアルミニウム合金基板の表面へ均一に微細析出させる。これによって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。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、めっき前処理のエッチングでのエッチング起点、およびジンケート処理時の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、これらの効果が小さい。一方、Ｚｎの含有量が０．４質量％以上になると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴い、めっき前処理のエッチングで形成される窪みも大きくなり、めっき膜表面の平滑性が悪化する。さらに、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物が析出するため、めっき前処理のエッチングにおいて粒界部が過エッチングを受け、ＮｉＰめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系化合物も溶解して窪み（ピット）となり、それがめっき後も残存する。したがって、Ｚｎの含有量は０．０１質量％以上０．４質量％未満とする。

上記以外に、不可避的不純物を含有してもよい。不可避的不純物は、例えば、Ｔｉ，Ｖ，Ｂ等であって、それぞれ０．０１質量％以下含有してもよい。なお、Ｔｉは、０．００５〜０．０１質量％の範囲で添加された場合には、組織を微細化、均質化して鋳造欠陥を抑える効果がある。Ｔｉ以外の不可避的不純物については、前記所定範囲内であれば、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：最大長さ７μｍ）
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、前記の通り、鏡面加工時に脱落、めっき前処理のエッチングにおいて溶解することによって、めっき前のアルミニウム合金基板の表面に窪みを生じさせる。アルミニウム合金基板の表面においてＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の最大長さが７μｍを超えると、めっき膜の表面に窪みが残って平滑性を低下させる。したがって、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、最大長さ７μｍ以下とする。

（Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物：最大長さ４μｍ）
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、前記の通り、鏡面加工時に脱落、めっき前処理のエッチングにおいて溶解することによって、めっき前のアルミニウム合金基板の表面に窪みを生じさせる。また、エッチングにおいてＭｇのみが溶解してＳｉが残る箇所も生じる。アルミニウム合金基板の表面においてＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが４μｍを超えると、めっき膜の表面に窪みが残って平滑性を低下させる。また、Ｍｇのみが溶解してＳｉが残った箇所では、めっき前処理のジンケート処理においてＳｉ上ではＺｎの置換反応が起こらないため、無電解ＮｉＰめっき処理でめっき膜が成長せず、ＮｉＰめっき膜の密着性不足が生じてめっき膜の表面の平滑性を低下させる。また、周囲からＮｉＰめっき膜で覆われる際に、めっき液を取り込み、磁性膜成膜時のスパッタリング等の加熱によりＮｉＰめっき膜にフクレを生じ、平滑性を低下させる。したがって、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、最大長さ４μｍ以下とする。

（Ａｌ_３Ｍｇ_２相：面積率１％以下）
Ａｌ_３Ｍｇ_２相（β相）は母相の粒界に優先して析出するため、前記の通り、めっき前処理のエッチングにおいて、母相とのエッチング速度の違いにより、めっき前のアルミニウム合金基板の表面に粒界に沿った網目状の溝を生じさせる。アルミニウム合金基板の表面において、Ａｌ_３Ｍｇ_２相の面積率が１％を超えると、表面の溝の幅が広くかつ深くなり、それがめっき後も表面に凹凸となって残存し、平滑性を低下させる。したがって、アルミニウム合金基板の表面において、Ａｌ_３Ｍｇ_２相の面積率は１％以下とする。

Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の検出手段には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の適用が、また、β相の検出手段にはＸ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）の適用が、それぞれ一例として挙げられる。Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、ＳＥＭの組成（ＣＯＭＰＯ）像において母相とのコントラストで識別でき、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は母相より白く、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は母相より黒く写る。なお、Ｃｒを含有することで析出するＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物も母相より白く写るが、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物と同様に、最大長さが７μｍを超える粗大なものになるとめっき膜の表面の平滑性を低下させる。ＥＰＭＡは元素の定性、定量が可能なので、Ｍｇ濃度分布でβ相と母相とを識別できる。Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物、β相ともに観察には倍率１０００倍程度が好ましく、観察領域は１視野であっても、複数の視野、例えば５，１０，２０視野であってもよい。複数の視野を観察する場合は観察視野の総計で判定できる。すなわち、Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、全観察視野で観察された全ての最大長さがそれぞれ７μｍ以下、４μｍ以下であることで判定でき、β相は、各観察視野における面積率の平均値が１％以下であることで判定できる。

次に、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金基板の製造方法を説明する。本発明に係るアルミニウム合金基板は、前記成分のアルミニウム合金の溶湯を薄板連続鋳造法により板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板にする鋳造工程と、このアルミニウム合金板を円環形状に打ち抜く成形工程と、円環形状のアルミニウム合金板を加圧焼鈍して平坦化する加圧焼鈍工程と、を含んだ製造方法によって製造される。加圧焼鈍工程後のアルミニウム合金基板は、表面を鏡面加工する鏡面加工工程を行い、めっき前処理および無電解ＮｉＰめっき処理でＮｉＰ膜を形成されるめっき工程によって、磁気ディスク用基板となる。

〔鋳造工程〕
鋳造工程は、アルミニウム合金の溶湯を、公知の薄板連続鋳造法により板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板にする。これは、本発明に係るアルミニウム合金のような６質量％を超える高濃度のＭｇを含有するアルミニウム合金を熱間圧延すると圧延割れを生じるためで、熱間圧延の不要な薄板連続鋳造法を適用する。また、薄板連続鋳造法はＤＣ鋳造法よりも冷却速度が速いため、Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を微細化する効果がある。しかしながら、板厚が５０ｍｍを超えると、厚み中央部分で冷却速度が遅くなり前記金属間化合物が粗大化する。したがって、薄板連続鋳造法で鋳造されるアルミニウム合金板の厚さは５０ｍｍ以下とし、好ましくは１０ｍｍ以下である。また、冷却速度は１００℃／ｈ以上が好ましい。

薄板連続鋳造法は、水冷式等の冷却機能を備える可動式の鋳型に溶湯を供給し、この鋳型で冷却固化させながら送り出して連続的に板状に鋳造する方法である。溶湯の供給方向や鋳型による送り出し方向（取り出し方向、鋳造方向）は、水平でもよいし、下方に傾斜していてもよいし、鉛直下でもよい。公知の薄板連続鋳造法には、例えば、ベルト式連続鋳造法、ブロック式連続鋳造法、双ロール鋳造法等が挙げられ、その方法や装置によって、板厚１〜数１０ｍｍのアルミニウム合金板となる。以下に、各方式の薄板連続鋳造法の概要を説明する。

（ベルト式連続鋳造法）
ベルト式連続鋳造法は、鋳型として相対する可動式の２つのベルトを使用し、両ベルトを冷却しながらその間に溶湯を供給し、両ベルト間で冷却固化させながら連続的に板状に鋳造する方法である。この方法で鋳造されるアルミニウム合金板の冷却速度は５〜３００℃／ｓｅｃ、板厚は３〜２５ｍｍ程度である。生産能力が大きいため、比較的普及している薄板連続鋳造法である。

（ブロック式連続鋳造法）
ブロック式連続鋳造法は、鋳型として、前記ベルト式連続鋳造法のベルト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する方法である。この方法で鋳造されるアルミニウム合金板の冷却速度は５〜３００℃／ｓｅｃ、板厚は１５〜４０ｍｍ程度である。

（双ロール鋳造法）
双ロール鋳造法は、鋳型として相対して回転する２つのロールを使用し、両ロールを冷却しながらその間に溶湯を供給し、両ロール間で冷却固化させながら連続的に板状に鋳造する方法である。この方法で鋳造されるアルミニウム合金板の冷却速度は２００〜１０００℃／ｓｅｃ、板厚は１〜１０ｍｍ程度である。双ロール鋳造法は板厚１〜３ｍｍの薄板に鋳造可能であり、冷却速度も他方式と比較して速いので、本発明に係るアルミニウム合金基板の製造方法における薄板連続鋳造法として好ましい。

〔成形工程〕
成形工程は、薄板連続鋳造法で得られたアルミニウム合金板を、打ち抜き加工等の公知の加工法により磁気ディスクの形状にする。例えば、３．５インチタイプでは、外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍの円環形状である。また、成形工程におけるアルミニウム合金板の板厚は、後記のアルミニウム合金基板（サブストレート）の板厚に応じたものとする。

〔加圧焼鈍工程〕
加圧焼鈍工程は、円環形状に打ち抜き加工したアルミニウム合金板を両面から加圧した状態で加熱することにより、打ち抜き加工で生じた歪みを矯正して平坦化する工程であり、平坦度３μｍ以下に平坦化されることが好ましい。円環形状にしたアルミニウム合金板を１０〜３０枚積み付けて、両端から一対の治具（スペーサ）で挟んで加圧し、以下の条件で焼鈍する。

（焼鈍温度：３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上（［Ｍｇ］：アルミニウム合金におけるＭｇ含有量（質量％））、焼鈍時間：１ｈ以上）
焼鈍温度が３００℃未満ではアルミニウム合金板の再結晶が起きないため、歪みの矯正が不十分で磁気ディスク用基板として満足な平坦度が得られないとともに、磁性膜成膜等の以降の熱処理工程において平坦度が悪化する。同様に、焼鈍時間が１ｈ未満でも、歪みの矯正が完了せず不十分である。また、焼鈍温度は、再結晶が起きる温度域すなわち３００℃以上であって、さらに下式（１）のＴ℃以上とする。
Ｔ＝１４．７×［Ｍｇ］＋２０４ ・・・式（１）
（［Ｍｇ］：アルミニウム合金におけるＭｇ含有量（質量％））
式（１）はＡｌ−Ｍｇ系平衡状態図における固溶限線の近似式で、再結晶が起きる温度域において、Ｔ℃未満では、再結晶でＡｌ_３Ｍｇ_２相（β相）が析出する。すなわち、Ｍｇ含有量が６．５質量％を超えると、焼鈍温度が３００℃以上であってもＴ℃未満となる場合があり、このとき再結晶でβ相が析出し、アルミニウム合金基板の表面においてβ相の面積率が１％を超える虞がある。一方、焼鈍温度が４３５℃を超えると、打ち抜き加工時の歪みの大きい端部で結晶粒が粗大化し、めっき面の平滑性が低下する。したがって、加圧焼鈍工程における焼鈍温度は３００℃および式（１）のＴ℃の高い方の温度以上で、焼鈍時間は１ｈ以上とし、好ましくは、焼鈍時間が１〜３ｈで、さらに焼鈍温度が４３５℃以下である。

（１００℃以下までの冷却速度：３．５≦［Ｍｇ］≦８のとき５０℃／ｈ以上、８＜［Ｍｇ］≦１５のとき１００℃／ｈ以上、［Ｍｇ］：アルミニウム合金におけるＭｇ含有量（質量％））
β相は、アルミニウム合金のＭｇ濃度が高いほど、前記式（１）のＴ℃が高く、より高温において析出し易いので、速やかに温度を下げる必要がある。アルミニウム合金におけるＭｇ含有量が８質量％以下の場合は、前記焼鈍温度から１００℃以下になるまでの冷却速度が５０℃／ｈ以上であればβ相の析出を抑制することができるため、加圧焼鈍後の冷却速度は５０℃／ｈ以上とする。一方、アルミニウム合金におけるＭｇ含有量が８質量％を超え１５質量％以下の場合は、前記焼鈍温度から１００℃以下になるまでの冷却速度が１００℃／ｈ未満では、β相が析出し、アルミニウム合金基板の表面においてβ相の面積率が１％を超える虞がある。したがって、加圧焼鈍後の冷却速度は１００℃／ｈ以上とし、好ましくは２００℃／ｈ以上である。

〔鏡面加工工程〕
鏡面加工工程は、加圧焼鈍後のアルミニウム合金基板（ブランク）の両面（表面および裏面）または片面を切削加工、研削加工等、公知の機械的加工によって鏡面とし、同時に、所望の板厚に調整する工程である。鏡面の算術平均粗さＲａは５０ｎｍ以下が好ましく、また、前記所望の板厚すなわちアルミニウム合金基板（サブストレート）の板厚は、０．５〜２ｍｍが好ましい。

本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板の製造方法において、成形工程の前に、薄板連続鋳造法で形成されたアルミニウム合金板を、冷間圧延により所望の板厚に薄板化する冷間圧延工程を行うことが好ましい。さらに、この冷間圧延工程の前に、アルミニウム合金板を焼鈍する冷間圧延前焼鈍工程を行うことが好ましい。

〔冷間圧延前焼鈍工程〕
（焼鈍温度：３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上（［Ｍｇ］：アルミニウム合金におけるＭｇ含有量（質量％）））
冷間圧延前の焼鈍温度は、再結晶が得られ、かつβ相が析出しない温度域、すなわち前記加圧焼鈍工程で規定される焼鈍温度の下限温度以上が好ましい。このような温度で焼鈍することで、アルミニウム合金板の鋳造組織を均質化かつ微細化することができる。一方、焼鈍温度が４５０℃を超えると、薄板連続鋳造法により微細に析出させたＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。したがって、冷間圧延前焼鈍工程における焼鈍温度は、３００℃および前記式（１）のＴ℃の高い方の温度以上、４５０℃以下が好ましい。また、再結晶を十分に得るために、焼鈍時間は１ｈ以上が好ましい。そして、前記焼鈍温度から１００℃以下になるまでの冷却速度は１００℃／ｈ以上が好ましい。

（焼鈍温度：４５０℃超、さらに５００℃以上のときアルミニウム合金におけるＣｒ含有量は０．１質量％以上、１００℃以下までの冷却速度：２００℃／ｈ以上）
４５０℃を超える温度で焼鈍した後でも、直ちに２００℃／ｈ以上の急速冷却で１００℃以下まで冷却すれば、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の粗大化を抑制できる。特に、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が溶解する４９０℃以上で焼鈍した後、前記冷却速度で急速冷却すれば、鋳造時の状態からさらにＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を微細化することができる。このような急速冷却は、薄板連続鋳造法で板厚５０ｍｍ以下に形成されたアルミニウム合金板であれば、ＤＣ鋳造法により形成された鋳塊に比べて容易に可能であり、また、冷却方法としては水冷、空冷等の公知の方法が挙げられる。一方、焼鈍温度がアルミニウム合金の融点に至ると、アルミニウム合金板の表面の一部が溶解するため、焼鈍温度はアルミニウム合金の融点未満とする。本発明に係るアルミニウム合金の融点は、その成分によって変化し、特にＭｇ含有量が多いと低くなるため、焼鈍温度はアルミニウム合金の成分に応じて適宜設定する。また、焼鈍温度が５００℃以上になると、一部の結晶粒が粗大化してアルミニウム合金組織が不均一になる虞がある。ただし、アルミニウム合金板のＣｒ含有量が０．１質量％以上であれば結晶粒の粗大化を抑制できる。したがって、冷間圧延前焼鈍工程における焼鈍温度が４５０℃を超えるとき、焼鈍後１００℃以下までの冷却速度は２００℃／ｈ以上が好ましく、さらに焼鈍温度を５００℃以上とするとき、アルミニウム合金におけるＣｒ含有量が０．１質量％以上であることが好ましい。

〔冷間圧延工程〕
本発明に係るアルミニウム合金基板は、冷間圧延により薄板化されることで、板厚の精度が向上し、また結晶粒が微細化されてめっき後の表面の平滑性が向上する。冷間圧延による圧下率は、３０〜７５％が好ましく、さらに５０％以上が好ましい。また、冷間圧延工程前のアルミニウム合金板、すなわち薄板連続鋳造法で鋳造されるアルミニウム合金板の板厚は３〜１０ｍｍが好ましく、これを前記成形工程におけるアルミニウム合金板の板厚に薄板化する。また、冷間圧延工程の途中に、必要に応じて中間焼鈍を行ってもよく、中間焼鈍の条件（焼鈍温度、焼鈍時間、冷却速度）は、前記加圧焼鈍工程で規定される条件に倣う。

別の実施形態に係るアルミニウム合金基板の製造方法として、アルミニウム合金板をＤＣ鋳造法による鋳造と熱間圧延により製造することもできる。すなわち、本発明に係るアルミニウム合金基板において、Ｍｇ含有量が６．０質量％以下のアルミニウム合金で形成する場合は、熱間圧延が可能であるのでＤＣ鋳造法により鋳造してもよい。ただし、鋳塊の冷却速度が薄板連続鋳造法における冷却速度より遅く、粗大な金属間化合物が析出し易いため、アルミニウム合金のＳｉ，Ｆｅの各含有量は０．０３質量％以下とすることが好ましい。このような成分のアルミニウム合金の溶湯をＤＣ鋳造法により６００ｍｍ以下の厚さの鋳塊に鋳造し、鋳塊を面削、均質化熱処理し、熱間圧延により所定の板厚のアルミニウム合金板とする。得られたアルミニウム合金板は、前記薄板連続鋳造法で形成されたアルミニウム合金板と同様の冷間圧延工程により所望の板厚に薄板化し、成形工程、加圧焼鈍工程を経てアルミニウム合金基板とすることができる。

本発明に係るアルミニウム合金基板（サブストレート）は、無電解ＮｉＰめっき処理により約１０μｍ厚のＮｉＰ膜が被覆されて、磁気ディスク用基板となる。無電解ＮｉＰめっき処理およびその前処理は公知の方法による。めっき前処理として、アルカリによる脱脂処理、硫酸やリン酸の混合液に浸漬するエッチング処理、硝酸による表面のスマット除去（デスマット）処理、そして、２度のジンケート処理（Ｚｎ置換）を行う。そして、無電解ＮｉＰめっき処理は市販のめっき浴で行うことができる。その後、平滑性を向上させるため、めっき膜の表面をさらに研磨して使用される。

以上、本発明を実施するための最良の形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と比較して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。

〔供試材作製〕
（アルミニウム合金板作製）
まず、表１に示す成分組成のアルミニウム合金を、同じく表１の鋳造方法（アルミニウム合金板形成方法）に示す方式の薄板連続鋳造法（双ロール式連鋳またはベルト式連鋳と示す）により板厚３ｍｍのアルミニウム合金板（アルミニウム合金鋳造板）に鋳造した。このアルミニウム合金鋳造板を表１に示す冷間圧延前焼鈍条件（焼鈍温度、焼鈍時間、焼鈍後の冷却速度）で焼鈍した後、冷間圧延して、板厚１．０ｍｍのアルミニウム合金板とした。ただし、実施例１１および比較例１４は、アルミニウム合金鋳造板を焼鈍せずに冷間圧延した。また、実施例１２および比較例１５，１６は、ＤＣ鋳造法により板厚５００ｍｍの鋳塊を作製し、この鋳塊を面削した後、５４０℃で８ｈ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てアルミニウム合金板（アルミニウム合金熱間圧延板）とした。引き続き、このアルミニウム合金熱間圧延板を冷間圧延して、板厚１．０ｍｍのアルミニウム合金板とした。

（アルミニウム合金基板作製）
次に、前記冷間圧延されたアルミニウム合金板を外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍの円環形状に打ち抜き、２０枚ずつ積み付け、表１に示す加圧焼鈍条件（焼鈍温度、焼鈍時間、焼鈍後の冷却速度）で加圧焼鈍し、端面加工を行い、３．５インチタイプのブランクを作製した。そして、ブランク表面（両面）を砥石によって、片面１０μｍで研削加工（鏡面加工）して、サブストレートを作製した。

（無電解ＮｉＰめっき処理）
さらに、作製したサブストレートにＮｉＰめっき膜を形成した。ＡＤ−６８Ｆにより７０℃で５ｍｉｎの脱脂を行った後、ＡＤ−１０１Ｆにより６８℃で２ｍｉｎの酸エッチングを行い、３０％硝酸によりデスマットを行った。その後、ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘにより２０℃で３０ｓｅｃのジンケート処理を行った後、３０％硝酸でＺｎを溶解させた後、再び２０℃で１５ｓｅｃの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めっき処理を行い、１０μｍ厚さ程度のＮｉＰめっき膜を形成した。その後、両面（ＮｉＰめっき膜表面）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めっき前処理液、ＨＤＸ−７Ｇ液はＮｉＰめっき液で、いずれも上村工業（株）製のものを使用した。

〔評価〕
評価は、加圧焼鈍後の供試材（ブランク）で表面の金属間化合物の個数の測定およびβ相の面積率の測定を行い、鏡面加工後の供試材（サブストレート）で強度の測定を行い、めっき処理後の供試材（磁気ディスク用基板）でめっき面の平滑性の評価を行った。なお、比較例１６（ＤＣ鋳造法により作製）は、熱間圧延において著しい端部割れ（耳割れ）を生じたため成形加工等が不可能となり、以降の処理および評価は実施しなかったので、表１に「−」で示す。

（Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数の測定）
金属間化合物の個数の測定は、ブランクの表面をダイヤモンドバイトで約２０μｍ切削して鏡面とし、この鏡面化された面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の倍率１０００倍の組成（ＣＯＭＰＯ）像で２０視野観察して行った。母相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系金属間化合物と見なしてカウントを行った。そして、面内の全方位における最大長さが７μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数と、面内の全方位における最大長さが４μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の個数を、それぞれ単位面積当たりの個数（個数密度：個／ｍｍ^２）として計算した。結果を表１に示す。Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物およびＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の合格基準は、前記個数密度０個／ｍｍ^２とした。

（Ａｌ_３Ｍｇ_２相の面積率の測定）
Ａｌ_３Ｍｇ_２相（β相）の面積率は、前記金属間化合物の個数の測定に使用した供試材の鏡面化された面を、Ｘ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）の倍率１０００倍で１視野観察し、Ｍｇの濃度のマッピングを行った。その後、Ｍｇの濃度によりβ相と母相を分離し、画像解析を行い、β相の面積率を計算した。結果を表１に示す。β相の面積率の合格基準は、１％以下とした。

（強度測定）
アルミニウム合金基板の強度の指標として、サブストレートの表面のビッカース硬さを適用した。ビッカース硬さは、ビッカース硬度計を用いてサブストレートの表面を測定した。強度の合格基準は、ビッカース硬さ５０Ｈｖ以上とした。

（めっき面平滑性の評価）
めっき面平滑性は、磁気ディスク用基板の片側のＮｉＰめっき膜表面全体と、この磁気ディスク用基板を３００℃で１ｈ加熱した後の同じ側のＮｉＰめっき膜表面全体を、それぞれ微分干渉式光学顕微鏡により観察した。そして、ＮｉＰめっき膜表面に、最大幅１μｍ以上かつ深さ０．５μｍ以上の窪み（ピット）、最大幅１μｍ以上かつ高さ０．１μｍ以上のフクレのいずれかの有無を評価した。加熱前のＮｉＰめっき膜表面に窪みがなく、かつ加熱後のＮｉＰめっき膜表面にフクレが発生しなかったものを良好として「○」、窪みまたはフクレのいずれかがＮｉＰめっき膜表面全体に１個でも生じたものを不良として「×」で評価した。また、アルミニウム合金基板の粗大結晶粒に由来するＮｉＰめっき膜表面の凹凸が研磨後にも残存して、微分干渉式光学顕微鏡でコントラストとして確認できる場合も、不良として「×」で評価した。評価結果を表１に示す。

（鋳造方法による評価）
実施例２〜６，１０は、７〜１４質量％の高濃度のＭｇを含有するアルミニウム合金からなるが、薄板連続鋳造法により、熱間圧延によらずにアルミニウム合金板を作製したので、双ロール式、ベルト式の両薄板連続鋳造法ともに、割れ等の不具合のない良好なアルミニウム合金板が得られた。これに対して、比較例１６は、７質量％の高濃度のＭｇを含有するアルミニウム合金を熱間圧延したため、著しい端部割れ（耳割れ）を生じて成形加工等が不可能となった。一方、実施例１２と比較例１５は、４質量％という本発明の範囲内において低濃度のＭｇを含有するアルミニウム合金からなるため、熱間圧延しても、熱間圧延しなかった実施例１と同様、割れ等の不具合のないアルミニウム合金板が得られた。ただし、実施例１２はＳｉ，Ｆｅ含有量が微量な（本発明の範囲内の下限近傍である）ため、粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は析出しなかったが、比較例１５は、Ｓｉ，Ｆｅ含有量が本発明の範囲内であっても、ＤＣ鋳造における冷却速度が遅いために粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出した。

（アルミニウム合金成分による評価）
実施例１〜１２は、Ｍｇ含有量が本発明の範囲内であるので、ビッカース硬さが十分に高く、磁気ディスク用基板として耐衝撃性を満足した。これに対して、比較例３はＭｇ含有量が不足しているため、硬さが十分に得られなかった。また、ビッカース硬さはＭｇ含有量に略比例した。

実施例１〜１２は、Ｓｉ，Ｆｅ含有量がそれぞれ本発明の範囲内であるので、粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は析出しなかった。これに対して、比較例１はＳｉ含有量が過剰なため、最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出し、比較例２はＦｅ含有量が過剰なため、最大長さが７μｍを超える粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が析出し、それぞれめっき面の平滑性が低下した。

実施例１〜１２は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲内であるので、鋳造、焼鈍における結晶粒成長が抑制され、めっき面の平滑性が良好であった。これに対して、比較例５はＣｒ含有量が不足しているため、焼鈍（冷間圧延前焼鈍、加圧焼鈍）時に結晶粒が粗大化し、アルミニウム合金の結晶粒径が不均一になったことでめっき面に凹凸が生じ、めっき面の平滑性が低下した。一方、比較例６はＣｒ含有量が過剰なため、ＳＥＭによるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数の測定において、母相より白く写る粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物の析出が多数確認され、めっき面の平滑性が低下した。

実施例１〜１２は、Ｃｕ，Ｚｎ含有量がそれぞれ本発明の範囲内であるので、ＮｉＰめっき膜がめっき性よく形成され、めっき面の平滑性が良好であった。これに対して、比較例４はＣｕ，Ｚｎ含有量がともに不足しているため、めっき性が低下してＮｉＰめっき膜表面にフクレが発生したり、結晶粒による段差が抑制されずにめっき面の平滑性が低下した。一方、比較例７はＣｕ含有量が過剰なためＮｉＰめっき膜表面にノジュールが発生し、比較例８はＺｎ含有量が過剰なためＮｉＰめっき膜表面に窪みが発生し、それぞれめっき面の平滑性が低下した。

（加圧焼鈍条件による評価）
実施例１〜１２は、加圧焼鈍工程における焼鈍温度および加圧焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲内であるので、β相の析出が抑制されて、めっき面の平滑性も良好であった。これに対して、比較例９はＭｇ含有量に対して焼鈍温度が低く、また比較例１０，１１はＭｇ含有量に対して冷却速度が遅いため、それぞれアルミニウム合金基板の表面にβ相が析出し、その結果、めっき面の平滑性が低下した。

（冷間圧延前焼鈍条件による評価）
実施例１〜１０は、冷間圧延前焼鈍工程における焼鈍温度および焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲内であるので、粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は析出せず、またβ相の析出が抑制されて、めっき面の平滑性も良好であった。これに対して、比較例１２はＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の溶解温度を超える温度で焼鈍し、その後の冷却速度が遅いため、最大長さが４μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が析出して、めっき面の平滑性が低下した。また、比較例１３は、Ｃｒ含有量の少ない（本発明の範囲内の下限近傍である）アルミニウム合金板を５００℃で焼鈍したため、一部の結晶粒の粗大化が抑制されず、これがアルミニウム合金基板の表面に影響してめっき面の平滑性が低下した。一方、実施例１１は冷間圧延前に焼鈍を行わなかったが、Ｓｉ，Ｆｅ含有量が微量な（本発明の範囲内の下限近傍である）ため、鋳造時に析出したＡｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物は十分に微細なものであり、アルミニウム合金基板に影響することはなかった。これに対して、比較例１４は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲内であってもその上限近傍であるため、鋳造時に析出したＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が、冷間圧延前に焼鈍を行わなかったことによりアルミニウム合金基板において４μｍを超える大きさで残存した。

Claims (4)

1. Ｍｇ：３．５〜１５質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．１質量％、Ｃｒ：０．０２〜０．３５質量％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種を含有し、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形成される磁気ディスク用アルミニウム合金基板で、
   前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面における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以下であり、
   前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面におけるＡｌ_３Ｍｇ_２相の面積率が１％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。
2. 請求項１に記載のアルミニウム合金の溶湯を薄板連続鋳造法により、板厚５０ｍｍ以下のアルミニウム合金板にする鋳造工程と、
   前記アルミニウム合金板を円環形状に打ち抜く成形工程と、
   前記成形工程で得られた円環形状のアルミニウム合金板を加圧焼鈍して平坦化する加圧焼鈍工程と、を含み、
   前記加圧焼鈍工程は、前記アルミニウム合金におけるＭｇの含有量（質量％）を［Ｍｇ］として表したとき、３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上で、１ｈ以上保持して加圧焼鈍し、前記加圧焼鈍後、３．５≦［Ｍｇ］≦８のとき冷却速度５０℃／ｈ以上で、８＜［Ｍｇ］≦１５のとき冷却速度１００℃／ｈ以上で、１００℃以下まで冷却す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の製造方法。
3. 前記成形工程の前に、前記アルミニウム合金板を焼鈍する冷間圧延前焼鈍工程と、前記焼鈍されたアルミニウム合金板を冷間圧延して所望の板厚とする冷間圧延工程と、をさらに含み、
   前記冷間圧延前焼鈍工程は、３００℃および（１４．７×［Ｍｇ］＋２０４）℃の高い方の温度以上で焼鈍することを特徴とする請求項２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。
4. 前記冷間圧延前焼鈍工程は、４５０℃を超える焼鈍温度で焼鈍した後、冷却速度２００℃／ｈ以上で１００℃以下まで冷却し、さらに前記焼鈍温度を５００℃以上とするとき、前記アルミニウム合金におけるＣｒの含有量が０．１質量％以上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。