JP2013112884A - アルミニウム合金基板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】アルミニウム合金基板表面の研削加工において、研削速度に影響が少なく、研削面が平滑であるアルミニウム合金基板を提供することを課題とする。
【解決手段】Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％（以下単に％）、Ｆｅ：０．０１〜０．０３％、Ｃｕ：０．００５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．０３％を含有するアルミニウム合金基板であって、該基板の鋳塊の面削後表層から深さ３０ｍｍまでＤＡＳが３５〜７５μｍであり、該アルミニウム合金基板はその表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ１）が１００〜５００個、最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ２）が５〜１００個、かつＮ１とＮ２の比率（Ｎ１／Ｎ２）が５〜７５であるアルミニウム合金基板。
【選択図】図１
【解決手段】Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％（以下単に％）、Ｆｅ：０．０１〜０．０３％、Ｃｕ：０．００５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．０３％を含有するアルミニウム合金基板であって、該基板の鋳塊の面削後表層から深さ３０ｍｍまでＤＡＳが３５〜７５μｍであり、該アルミニウム合金基板はその表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ１）が１００〜５００個、最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ２）が５〜１００個、かつＮ１とＮ２の比率（Ｎ１／Ｎ２）が５〜７５であるアルミニウム合金基板。
【選択図】図１
Description
本発明は、研削加工において、生産性に優れ、研削面が平滑であるアルミニウム合金基板及びその製造方法に関するものである。
コンピュータの記憶装置に用いられるアルミニウム合金製磁気ディスクは、良好なメッキ性を有することとともに機械的特性や加工性が優れたＪＩＳ５０８６（Ｍｇ：３．５〜４．５ｍａｓｓ％（以下、単に％と記す。）、Ｆｅ≦０．５０％、Ｓｉ≦０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｃｕ≦０．１０％、Ｔｉ≦０．１５％、Ｚｎ≦０．２５％、残部Ａｌ及び不可避的不純物）に規定されたアルミニウム合金基板、ＪＩＳ５０８６中の不純物であるＦｅ、Ｓｉ等を制限しマトリックス中の金属間化合物を小さくしたアルミニウム合金基板、或いはＣｕやＺｎを意識的に添加してメッキ性を改善したアルミニウム合金基板等から製造されている。
一般的なアルミニウム合金製磁気ディスクは円環状アルミニウム合金基板を製造し、次いで該合金基板に磁性体を付着させている。
円環状アルミニウム合金基板は、例えば前記ＪＩＳ５０８６合金からなる鋳塊を熱間圧延し、次いで焼鈍を施しながら冷間圧延し、圧延材を円環状に打抜き、次に、円環状にしたアルミニウム合金板を積層し、両面から加圧して平坦化する焼鈍（加圧焼鈍）を行う工程で製造される。
このようにして製造された円環状アルミニウム合金基板に、前処理として切削加工、研削加工、脱脂、エッチング、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施し、次いで下地処理として硬質非磁性金属であるＮｉ−Ｐを無電解メッキし、該メッキ表面にポリッシングを施した後、磁性体をスパッタリングして磁気ディスクに仕上げている。
円環状アルミニウム合金基板は、例えば前記ＪＩＳ５０８６合金からなる鋳塊を熱間圧延し、次いで焼鈍を施しながら冷間圧延し、圧延材を円環状に打抜き、次に、円環状にしたアルミニウム合金板を積層し、両面から加圧して平坦化する焼鈍（加圧焼鈍）を行う工程で製造される。
このようにして製造された円環状アルミニウム合金基板に、前処理として切削加工、研削加工、脱脂、エッチング、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施し、次いで下地処理として硬質非磁性金属であるＮｉ−Ｐを無電解メッキし、該メッキ表面にポリッシングを施した後、磁性体をスパッタリングして磁気ディスクに仕上げている。
ところで、近年、磁気ディスクには、マルチメディア等のニーズから大容量化および高密度化が求められており、近い将来には、面記録密度２Ｔｂ／ｉｎ２が達成されようとしている。そして、更なる磁気ディスクの記録密度の向上には、磁気ディスクに対する磁気ヘッドの浮上量をより少なく、かつより安定させる必要がある。そのためには、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の研削加工後の研削面に高い平滑性が要求される。
アルミニウム磁気ディスク基板の研削加工は、表面の平滑性の向上と酸化皮膜除去、板厚の均一化を目的に行われる。研削加工は一般に＃３０００番程度のＰＶＡ砥石を用い、平面研削盤により両面同時に研削が行われている。
研削加工の生産性向上のためには、同一砥石にて何回も研削を行うことが効果的であるが、何回も研削を行うと砥石の表面に研削屑がこびりついて目詰まりを起こし、研削速度が低下する。
研削加工時の砥石の目詰まりに関しては、粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物等が多いほど目詰まりが生じにくく、研削加工がし易いことが知られている。これは、高い硬度を有するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は研削加工時、研削作業面を研磨する作用を持ち、その結果、砥石作業面の空隙部分に侵入した研削屑は排除され、その結果、目詰まりが防止されるためである。
研削加工の生産性向上のためには、同一砥石にて何回も研削を行うことが効果的であるが、何回も研削を行うと砥石の表面に研削屑がこびりついて目詰まりを起こし、研削速度が低下する。
研削加工時の砥石の目詰まりに関しては、粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物等が多いほど目詰まりが生じにくく、研削加工がし易いことが知られている。これは、高い硬度を有するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は研削加工時、研削作業面を研磨する作用を持ち、その結果、砥石作業面の空隙部分に侵入した研削屑は排除され、その結果、目詰まりが防止されるためである。
特許文献１では合金組成の範囲を限定し、長径１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物および長径１μｍ以上のＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の１ｍｍ２あたりの合計個数を制御することにより、研削加工時の研削速度を一定にし、研削面の平滑性を向上させる方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示されている金属間化合物（Ａｌ−Ｆｅ系、Ｍｇ−Ｓｉ系）のサイズや個数を限定するだけでは、必ずしも研削加工時の目詰まりを防止することはできず、また、粗大な金属間化合物が研削加工時に脱落して大きなピット（窪み）が発生し、研削面の平滑性が低下し、目標とする高い生産性、平滑性が得られないのが現状であった。
本発明者らは研削加工時における磁気ディスク用アルミニウム合金基板の組織と砥石の目詰まり発生との関係を鋭意調査研究の結果、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域における、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物と最長径が２〜５μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数と比率が砥石の目詰まり改善に関与していることを見いだした。
本発明はかかる調査研究を基になされたもので、研削加工において、砥石の目詰まり発生を抑制することで研削速度に影響が少なく、生産性に優れ、研削面が平滑でメッキ性を損なわず、機械的特性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法を提供することを課題とし、かつ、種々の用途が期待される研削面が平滑なアルミニウム合金基板の提供を課題とする。
本発明のアルミニウム合金基板は、Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％（以下、単に％と記す。）、Ｆｅ：０．０１〜０．０３％、Ｃｕ：０．００５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．０３％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金基板であって、該アルミニウム合金基板の鋳塊の面削後表層から深さ３０ｍｍまでのデンドライト２次アーム間隔（以下、ＤＡＳと記す。）が３０〜７５μｍであり、該アルミニウム合金基板はその表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり１００〜５００個で、かつ最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり５〜１００個で、かつ最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ１）と最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ２）の比率（Ｎ１／Ｎ２）が５〜７５であることを特徴とする。
本発明のアルミニウム合金基板は、研削加工において、長時間研削速度に影響がなく、生産性に優れ、平滑な研削面が得られるため、磁気ディスク用としては高容量化および高密度化が可能な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できる。
また、平滑な研削面を有するアルミニウム合金基板は種々の用途が期待される。
また、平滑な研削面を有するアルミニウム合金基板は種々の用途が期待される。
以下、本発明を詳細に説明する。
先ず、アルミニウム合金基板の製造工程から磁気ディスクの製造工程を図１に示すフローで説明する。
ステップ１：必要に応じたアルミニウム合金に配合する。例えば後述する表１に示す成分組成のアルミニウム合金に配合する。
ステップ２：配合したアルミニウム合金を鋳造し、鋳塊の面削を行う。
ステップ３：鋳塊を均質化処理する（必須ではない）。
ステップ４：鋳塊を熱間圧延し板とする。
ステップ５：熱間圧延した板を冷間圧延してアルミニウム合金圧延板とする。
ステップ６：アルミニウム合金圧延板を円環状に打ち抜き、ディスクブランクを作成する。
ステップ７：ディスクブランクを加圧平坦化しアルミニウム合金基板を作成する。
ステップ８：アルミニウム合金基板を切削加工、研削加工、脱脂、エッチングして磁気ディスク用アルミニウム合金基板とする。
ステップ９：磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面にジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す。
ステップ１０：ジンケート処理した表面を下地処理（Ｎｉ−Ｐメッキ）する。
ステップ１１：下地処理した表面にスパッタリングで磁性体を付着させ磁気ディスクとする。
先ず、アルミニウム合金基板の製造工程から磁気ディスクの製造工程を図１に示すフローで説明する。
ステップ１：必要に応じたアルミニウム合金に配合する。例えば後述する表１に示す成分組成のアルミニウム合金に配合する。
ステップ２：配合したアルミニウム合金を鋳造し、鋳塊の面削を行う。
ステップ３：鋳塊を均質化処理する（必須ではない）。
ステップ４：鋳塊を熱間圧延し板とする。
ステップ５：熱間圧延した板を冷間圧延してアルミニウム合金圧延板とする。
ステップ６：アルミニウム合金圧延板を円環状に打ち抜き、ディスクブランクを作成する。
ステップ７：ディスクブランクを加圧平坦化しアルミニウム合金基板を作成する。
ステップ８：アルミニウム合金基板を切削加工、研削加工、脱脂、エッチングして磁気ディスク用アルミニウム合金基板とする。
ステップ９：磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面にジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す。
ステップ１０：ジンケート処理した表面を下地処理（Ｎｉ−Ｐメッキ）する。
ステップ１１：下地処理した表面にスパッタリングで磁性体を付着させ磁気ディスクとする。
ステップ１のアルミニウム合金の各組成の配合について詳細に説明する。
本発明のアルミニウム合金は、
Ｍｇ：２．０〜６．０％、
Ｆｅ：０．０１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．００５〜０．１５％、
Ｚｎ：０．０５〜０．６％、
Ｃｒ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．０３％、
を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる。
本発明のアルミニウム合金は、
Ｍｇ：２．０〜６．０％、
Ｆｅ：０．０１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．００５〜０．１５％、
Ｚｎ：０．０５〜０．６％、
Ｃｒ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．０３％、
を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる。
上記アルミニウム合金の成分組成限定理由は次の通りである。
Ｍｇ：２．０〜６．０％
Ａｌに添加するＭｇは主としてアルミニウム合金基板の強度を向上させる効果がある。
Ｍｇの含有量を２．０〜６．０％に規定した理由は、２．０％未満ではその効果が十分に得られず、６．０％を超えると粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が生成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下するためである。Ｍｇの含有量は強度および製造の容易さの兼合いから２．０〜５．０％が特に望ましい。
Ｍｇ：２．０〜６．０％
Ａｌに添加するＭｇは主としてアルミニウム合金基板の強度を向上させる効果がある。
Ｍｇの含有量を２．０〜６．０％に規定した理由は、２．０％未満ではその効果が十分に得られず、６．０％を超えると粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が生成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下するためである。Ｍｇの含有量は強度および製造の容易さの兼合いから２．０〜５．０％が特に望ましい。
Ｆｅ：０．０１〜０．０３％
Ｆｅはアルミニウム中には殆ど固溶せず、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物として存在し、砥石による研削加工時の砥石の目詰まりを防止する効果がある。Ｆｅの含有量を０．０１〜０．０３％に規定した理由は、０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．０３％を超えると最長径が1μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多数成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落してピットが多数発生し、研削面の平滑性が低下するためである。Ｆｅ含有量は、０．０２５％未満に抑えることが好ましい。
Ｆｅはアルミニウム中には殆ど固溶せず、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物として存在し、砥石による研削加工時の砥石の目詰まりを防止する効果がある。Ｆｅの含有量を０．０１〜０．０３％に規定した理由は、０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．０３％を超えると最長径が1μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多数成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落してピットが多数発生し、研削面の平滑性が低下するためである。Ｆｅ含有量は、０．０２５％未満に抑えることが好ましい。
Ｃｕ：０．００５〜０．１５％
Ａｌに添加するＣｕは前記ステップ９におけるジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させる効果がある。その結果、次工程（ステップ１０）のＮｉ−Ｐからなる下地メッキの平滑性を向上させる。
Ｃｕの含有量を０．００５〜０．１５％に規定した理由は、０．００５％未満ではその効果が十分に得られず、０．１５％を超えると粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成して、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下するためである。さらに、材料自体の耐食性を低下させるため、ジンケート処理により生成するジンケート皮膜が不均一となり、下地メッキの密着性や平滑性を低下させる。好ましいＣｕ含有量は、０．００５〜０．１０％の範囲内である。
Ａｌに添加するＣｕは前記ステップ９におけるジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させる効果がある。その結果、次工程（ステップ１０）のＮｉ−Ｐからなる下地メッキの平滑性を向上させる。
Ｃｕの含有量を０．００５〜０．１５％に規定した理由は、０．００５％未満ではその効果が十分に得られず、０．１５％を超えると粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成して、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下するためである。さらに、材料自体の耐食性を低下させるため、ジンケート処理により生成するジンケート皮膜が不均一となり、下地メッキの密着性や平滑性を低下させる。好ましいＣｕ含有量は、０．００５〜０．１０％の範囲内である。
Ｚｎ：０．０５〜０．６％
Ａｌに添加するＺｎはＣｕと同様にステップ９におけるジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程の下地メッキの平滑性を向上させる効果がある。
Ｚｎの含有量を０．０５〜０．６％に規定した理由は、０．０５％未満ではその効果が十分に得られず、０．６％を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下するためである。さらに、材料自体の加工性や耐食性を低下させる。好ましいＺｎ含有量は、０．０５〜０．５％の範囲内である。
Ａｌに添加するＺｎはＣｕと同様にステップ９におけるジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程の下地メッキの平滑性を向上させる効果がある。
Ｚｎの含有量を０．０５〜０．６％に規定した理由は、０．０５％未満ではその効果が十分に得られず、０．６％を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下するためである。さらに、材料自体の加工性や耐食性を低下させる。好ましいＺｎ含有量は、０．０５〜０．５％の範囲内である。
Ｃｒ：０．０１〜０．３％
Ａｌに添加するＣｒは鋳造時に微細な金属間化合物を生成するが、一部はマトリックスに固溶して切削加工性と研削加工性の向上に寄与する。
Ｃｒの含有量を０．０１〜０．３％に規定した理由は、０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．３％を超えると鋳造時に過剰分が晶出すると同時に粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して平滑性低下の原因となる大きなピットを発生するためである。好ましいＣｒ含有量は、０．０１〜０．２％の範囲内である。
Ａｌに添加するＣｒは鋳造時に微細な金属間化合物を生成するが、一部はマトリックスに固溶して切削加工性と研削加工性の向上に寄与する。
Ｃｒの含有量を０．０１〜０．３％に規定した理由は、０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．３％を超えると鋳造時に過剰分が晶出すると同時に粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成し、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して平滑性低下の原因となる大きなピットを発生するためである。好ましいＣｒ含有量は、０．０１〜０．２％の範囲内である。
Ｓｉ：０．００１〜０．０３％
Ｓｉは研削加工性を低下させるため、アルミニウム合金中にＳｉが含まれることは好ましくない。しかし、Ｓｉはアルミニウム地金に不可避的不純物として存在する。ステップ１におけるアルミニウム合金の調整には純度の高い、例えば純度９９．９％以上のアルミニウム地金を採用するが、このような地金にもＳｉが含まれる。アルミニウム地金からＳｉを０．００１％未満まで取り除くことはアルミニウム地金を高純度に精錬することとなり、コスト高を招き好ましくない。一方、Ｓｉの含有量が０．０３％を超えると研削速度低下の原因になるため好ましくない。従ってＳｉの含有量が０．０３％以下となるよう調整する。Ｓｉ含有量は、０．０２５％未満に抑えることが好ましい。
Ｓｉは研削加工性を低下させるため、アルミニウム合金中にＳｉが含まれることは好ましくない。しかし、Ｓｉはアルミニウム地金に不可避的不純物として存在する。ステップ１におけるアルミニウム合金の調整には純度の高い、例えば純度９９．９％以上のアルミニウム地金を採用するが、このような地金にもＳｉが含まれる。アルミニウム地金からＳｉを０．００１％未満まで取り除くことはアルミニウム地金を高純度に精錬することとなり、コスト高を招き好ましくない。一方、Ｓｉの含有量が０．０３％を超えると研削速度低下の原因になるため好ましくない。従ってＳｉの含有量が０．０３％以下となるよう調整する。Ｓｉ含有量は、０．０２５％未満に抑えることが好ましい。
Ｂｅ：０．０００１〜０．００４％
一般にＭｇを含有するアルミニウム合金は、その鋳造時に、Ｍｇの溶湯酸化を抑制するため微量のＢｅを添加することがある。従って、本発明のアルミニウム合金においても、微量のＢｅを含有することは許容される。但し、Ｂｅ量が０．０００１％未満では、上記の効果が得られず、一方、Ｂｅ量が０．００５％を越えて添加してもその添加効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。従って、Ｂｅを添加する場合のＢｅ添加量は、０．０００１〜０．００２５％の範囲内とすることが好ましい。
一般にＭｇを含有するアルミニウム合金は、その鋳造時に、Ｍｇの溶湯酸化を抑制するため微量のＢｅを添加することがある。従って、本発明のアルミニウム合金においても、微量のＢｅを含有することは許容される。但し、Ｂｅ量が０．０００１％未満では、上記の効果が得られず、一方、Ｂｅ量が０．００５％を越えて添加してもその添加効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。従って、Ｂｅを添加する場合のＢｅ添加量は、０．０００１〜０．００２５％の範囲内とすることが好ましい。
その他元素
以上の各元素の他は、Ａｌおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物（上記Ｓｉ、Ｆｅを除く、例えばＴｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｂ等）は、各々が０．０５％以下で、かつ合計で０．１５％以下程度であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としてその特性を損なうことはない。
以上の各元素の他は、Ａｌおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物（上記Ｓｉ、Ｆｅを除く、例えばＴｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｂ等）は、各々が０．０５％以下で、かつ合計で０．１５％以下程度であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としてその特性を損なうことはない。
本発明のアルミニウム合金基板は、その表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、
最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり１００〜５００個で、かつ最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり５〜１００個で、かつ最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ１）と最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ２）の比率（Ｎ１／Ｎ２）が５〜７５であることを特徴とする。このようにＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の大きさと個数を限定することで表面の研削加工において、長期に亘る研削速度に殆ど影響がなく、従って生産性に優れ、粗大な金属間化合物の脱落に基づく平滑性の低下もない、優れた平滑性を有する研削面を得ることができる。
最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり１００〜５００個で、かつ最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり５〜１００個で、かつ最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ１）と最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ２）の比率（Ｎ１／Ｎ２）が５〜７５であることを特徴とする。このようにＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の大きさと個数を限定することで表面の研削加工において、長期に亘る研削速度に殆ど影響がなく、従って生産性に優れ、粗大な金属間化合物の脱落に基づく平滑性の低下もない、優れた平滑性を有する研削面を得ることができる。
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域におけるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の個数と比率について説明する。
Ｎ１：１００〜５００個
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、Ｎ１が１００個未満では、砥石による研削時に研削屑を排除する効果が十分に得られず、５００個を超えると研削加工時の脱落により発生するピットの数が無視できなくなり、平滑性が低下するためである。
Ｎ１：１００〜５００個
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、Ｎ１が１００個未満では、砥石による研削時に研削屑を排除する効果が十分に得られず、５００個を超えると研削加工時の脱落により発生するピットの数が無視できなくなり、平滑性が低下するためである。
Ｎ２：５〜１００個
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、Ｎ２が１ｍｍ２当たり５個未満では、砥石による研削時に研削屑を排除する効果が十分に得られず、１００個を超えると研削加工時の脱落により発生するピットの数が無視できなくなり、平滑性が低下するためである。
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、Ｎ２が１ｍｍ２当たり５個未満では、砥石による研削時に研削屑を排除する効果が十分に得られず、１００個を超えると研削加工時の脱落により発生するピットの数が無視できなくなり、平滑性が低下するためである。
Ｎ１／Ｎ２：５〜７５
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、Ｎ１／Ｎ２が５未満では、Ｎ１に対してＮ２が多すぎるため、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の研削屑を排除する効果が十分に得られない。
一方、Ｎ１／Ｎ２が７５を超えるとＮ１に対してＮ２が少なすぎるため、最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の研削屑を排除する効果が十分に得られなくなるためである。
アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、Ｎ１／Ｎ２が５未満では、Ｎ１に対してＮ２が多すぎるため、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の研削屑を排除する効果が十分に得られない。
一方、Ｎ１／Ｎ２が７５を超えるとＮ１に対してＮ２が少なすぎるため、最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の研削屑を排除する効果が十分に得られなくなるためである。
上述したように本発明のアルミニウム合金基板はその表面を砥石で研削するにあたり、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は径が小さいため、砥石面の細かな研削屑を排除する効果があり、最長径が２〜５μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は大きな研削屑を排除する効果があると考えられる。また、該金属間化合物がアルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域に所定の個数と比率で分布することで砥石面の研削屑を適正に排除すると共に大きな金属間化合物が基板表面から脱落することがなく、研削加工時、長時間に亘り研削速度に影響がなく、平滑な研削面を得ることが出来ると考察できる。
ＤＡＳ：３０〜７５μｍ
鋳塊のＤＡＳは鋳造時の冷却速度、添加元素の濃度等によって大きく変わるものであり、最終的に得られるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の分布などは鋳塊の鋳造冷却速度に依存するところが非常に大きい。よってＤＡＳを測定することで適正な冷却速度に制御することが出来る。
面削後の表層から３０ｍｍまでのＤＡＳが３０μｍ未満では、冷却速度が速すぎるため晶出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の径が小さくなり、研削加工時、研削屑を排除する効果が十分に得られない。
一方、面削後の表層から３０ｍｍまでのＤＡＳが７５μｍを越えると、冷却速度が遅すぎるため鋳造中に粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が晶出して、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下する。
従って、面削後の表層から３０ｍｍまでのＤＡＳを３０〜７５μｍの範囲におさめることで適正な冷却速度が得られ、アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、前述した所望の個数と比率を有するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を得ることができる。
鋳塊のＤＡＳは鋳造時の冷却速度、添加元素の濃度等によって大きく変わるものであり、最終的に得られるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の分布などは鋳塊の鋳造冷却速度に依存するところが非常に大きい。よってＤＡＳを測定することで適正な冷却速度に制御することが出来る。
面削後の表層から３０ｍｍまでのＤＡＳが３０μｍ未満では、冷却速度が速すぎるため晶出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の径が小さくなり、研削加工時、研削屑を排除する効果が十分に得られない。
一方、面削後の表層から３０ｍｍまでのＤＡＳが７５μｍを越えると、冷却速度が遅すぎるため鋳造中に粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が晶出して、研削加工時にこの金属間化合物が脱落して大きなピットが発生し、研削面の平滑性が低下する。
従って、面削後の表層から３０ｍｍまでのＤＡＳを３０〜７５μｍの範囲におさめることで適正な冷却速度が得られ、アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、前述した所望の個数と比率を有するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を得ることができる。
次に磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法について、詳細に説明する。
前記表１に示すステップ１で本発明の合金組成範囲に調整されたアルミニウム合金地金を、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法などの常法に従って鋳造し、得られた鋳塊の面削を行い（ステップ２）、均質化処理（ステップ３）、熱間圧延（ステップ４）、冷間圧延（ステップ５）を施しアルミニウム合金圧延板を製造する。ステップ２の鋳造時の冷却速度は特に限定されるものではないが、所定のＤＡＳを得るためには冷却速度は０．１〜２．０℃／ｓとすることが好ましい。ステップ２の面削の条件は特に限定されるものではなく、面削量は３〜５０ｍｍとする。ステップ３の均質化処理は行わなくても良いが、実施する場合には、例えば５００〜５７０℃で４時間以上等の条件で行うことが好ましい。
前記各工程は何れも金属間化合物の生成に関係するが、本発明の特性は特にステップ２の鋳造時における冷却速度が大きく影響している。
前記表１に示すステップ１で本発明の合金組成範囲に調整されたアルミニウム合金地金を、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法などの常法に従って鋳造し、得られた鋳塊の面削を行い（ステップ２）、均質化処理（ステップ３）、熱間圧延（ステップ４）、冷間圧延（ステップ５）を施しアルミニウム合金圧延板を製造する。ステップ２の鋳造時の冷却速度は特に限定されるものではないが、所定のＤＡＳを得るためには冷却速度は０．１〜２．０℃／ｓとすることが好ましい。ステップ２の面削の条件は特に限定されるものではなく、面削量は３〜５０ｍｍとする。ステップ３の均質化処理は行わなくても良いが、実施する場合には、例えば５００〜５７０℃で４時間以上等の条件で行うことが好ましい。
前記各工程は何れも金属間化合物の生成に関係するが、本発明の特性は特にステップ２の鋳造時における冷却速度が大きく影響している。
鋳塊を熱間圧延（ステップ４）するに当たっては、特にその条件は限定されるものではなく、熱間圧延開始温度を４００〜５００℃とし、熱間圧延終了温度は２６０〜３８０℃とする。
熱間圧延終了後は、冷間圧延（ステップ５）によって所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率を２０〜８０％とする。
冷間圧延の前あるいは冷間圧延の途中で、冷間圧延加工性を確保するために焼鈍処理を施してもよい。焼鈍処理を実施する場合には、例えばバッチ式の加熱ならば、２００〜５５０℃で０〜１０時間の条件で行うことが好ましい。
熱間圧延終了後は、冷間圧延（ステップ５）によって所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率を２０〜８０％とする。
冷間圧延の前あるいは冷間圧延の途中で、冷間圧延加工性を確保するために焼鈍処理を施してもよい。焼鈍処理を実施する場合には、例えばバッチ式の加熱ならば、２００〜５５０℃で０〜１０時間の条件で行うことが好ましい。
その後、このようにして製造したアルミニウム合金圧延板を用途に応じて加工する。
アルミニウム合金圧延板を磁気ディスク用として加工するには、該基板を円環状に打ち抜き（ステップ６）、大気中にて２００〜４５０℃で３０分以上の加圧焼鈍（ステップ７）を行い、平坦化したディスクブランクを切削加工、研削加工、脱脂、エッチング（ステップ８）して磁気ディスク用アルミニウム合金基板とする。ステップ８の研削加工の研削量は、必要な製品板厚等に応じて定められる値であり、研削量は５〜７０μｍとする。
アルミニウム合金圧延板を磁気ディスク用として加工するには、該基板を円環状に打ち抜き（ステップ６）、大気中にて２００〜４５０℃で３０分以上の加圧焼鈍（ステップ７）を行い、平坦化したディスクブランクを切削加工、研削加工、脱脂、エッチング（ステップ８）して磁気ディスク用アルミニウム合金基板とする。ステップ８の研削加工の研削量は、必要な製品板厚等に応じて定められる値であり、研削量は５〜７０μｍとする。
以下に本発明を磁気ディスク基板に使用した実施例によりより詳細に説明する。
ステップ１：表１に示す成分組成のアルミニウム合金溶湯を溶製した。
ステップ１：表１に示す成分組成のアルミニウム合金溶湯を溶製した。
ステップ２：アルミニウム合金溶湯を表２に示す鋳造速度でＤＣ鋳造を行い、厚さ４３５ｍｍの鋳塊とした。次に表２に示す条件で両面面削を行った。
ステップ３：実施例Ｎｏ．６の合金以外は５６０℃で６時間の均質化処理を施した。
ステップ４：熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした。
ステップ５：実施例Ｎｏ．７の合金以外の熱延板は中間焼鈍を行なわずに冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、圧延板とした。
実施例Ｎｏ．７は、まず第１の冷間圧延（圧延率３３．３％）を施した後、バッチ式焼鈍炉を用いて、３００℃で２時間の条件で中間焼鈍を行なった。次いで、第２の冷間圧延（圧延率５０．０％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、圧延板とした。
ステップ４：熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした。
ステップ５：実施例Ｎｏ．７の合金以外の熱延板は中間焼鈍を行なわずに冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、圧延板とした。
実施例Ｎｏ．７は、まず第１の冷間圧延（圧延率３３．３％）を施した後、バッチ式焼鈍炉を用いて、３００℃で２時間の条件で中間焼鈍を行なった。次いで、第２の冷間圧延（圧延率５０．０％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、圧延板とした。
ステップ６：前記圧延板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作成した。
ステップ７：ディスクブランクを３４０℃で４時間加圧焼鈍を施した。
ステップ８：端面加工後、研削加工を施した。
研削加工は＃３０００番のＰＶＡ砥石を用い、平面研削盤により両面同時に研削を行った。研削時間は５分とし、研削液は水溶性研削油剤を用いた。該研削加工を該砥石の交換を行わず１０回繰り返し合計（５０分）の研削量を測定した。
ステップ７：ディスクブランクを３４０℃で４時間加圧焼鈍を施した。
ステップ８：端面加工後、研削加工を施した。
研削加工は＃３０００番のＰＶＡ砥石を用い、平面研削盤により両面同時に研削を行った。研削時間は５分とし、研削液は水溶性研削油剤を用いた。該研削加工を該砥石の交換を行わず１０回繰り返し合計（５０分）の研削量を測定した。
前記鋳造（ステップ２・表２）時の冷却速度、前記研削加工（ステップ８・表３）の研削性及び研削加工後の磁気ディスク用アルミニウム合金基板について以下の評価を行った。
〔アルミニウム合金基板の表面から５〜７０μｍの深さまでの領域におけるＮ１、Ｎ２およびＮ１／Ｎ２〕
走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、研削加工後（表３に示す測定深さは研削量を模擬したもので、５〜７０μｍとした。）の磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面の組成（ＣＯＭＰ）像を倍率１０００倍にて２０視野撮影し、Ｎ１／Ｎ２を求めた。
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物はＣＯＭＰ像ではマトリックスに比べて白く写るため、白く写る粒子をＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物としてカウントした。その結果を表３に示す。
走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、研削加工後（表３に示す測定深さは研削量を模擬したもので、５〜７０μｍとした。）の磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面の組成（ＣＯＭＰ）像を倍率１０００倍にて２０視野撮影し、Ｎ１／Ｎ２を求めた。
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物はＣＯＭＰ像ではマトリックスに比べて白く写るため、白く写る粒子をＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物としてカウントした。その結果を表３に示す。
〔面削後の表層から３０ｍｍ深さまでのＤＡＳ〕
ＤＡＳは、光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊面削後の表層から３０ｍｍ深さまでの断面を用いた。その結果を表３に示す。
ＤＡＳは、光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊面削後の表層から３０ｍｍ深さまでの断面を用いた。その結果を表３に示す。
〔研削速度〕
研削速度は、５分×１０回の研削量から研削時間１分当たりの研削量（μｍ／分）を全数測定し、その平均値を求めた。研削速度が１５μｍ／分以上の場合を優良（◎印）とし、１０〜１５μｍ／分の場合を良好（○印）、１０μｍ／分以下の場合を不良（×印）とした。結果を表３に示す。
研削速度は、５分×１０回の研削量から研削時間１分当たりの研削量（μｍ／分）を全数測定し、その平均値を求めた。研削速度が１５μｍ／分以上の場合を優良（◎印）とし、１０〜１５μｍ／分の場合を良好（○印）、１０μｍ／分以下の場合を不良（×印）とした。結果を表３に示す。
〔研削後の平滑性〕
研削後の平滑性は、研削後の磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面の粗さ（算術平均粗さ、Ｒａ）を全数測定し、その平均値で評価を行った。表面粗さＲａが０．０２５μｍ以下の場合を優良（◎印）とし、０．０２５μｍを超える場合を不良（×印）とした。評価結果を表３に示す。
研削後の平滑性は、研削後の磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面の粗さ（算術平均粗さ、Ｒａ）を全数測定し、その平均値で評価を行った。表面粗さＲａが０．０２５μｍ以下の場合を優良（◎印）とし、０．０２５μｍを超える場合を不良（×印）とした。評価結果を表３に示す。
表３に示すように、実施例のＮｏ．１〜Ｎｏ．７では、研削加工において、研削速度の低下がなく、生産性に優れ、研削面が平滑である磁気ディスク用アルミニウム合金基板が得られた。
一方比較例８〜１５は何れも本発明の合金組成から外れる要素を含んでいたため、研削加工において、研削速度の低下が見られ、或いは生産性が劣った。
一方比較例８〜１５は何れも本発明の合金組成から外れる要素を含んでいたため、研削加工において、研削速度の低下が見られ、或いは生産性が劣った。
即ち、比較例８はＭｇの含有量が多いために粗大なＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が生成され、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例９はＣｕの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１０はＺｎの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１１はＣｒの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成し、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例９はＣｕの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１０はＺｎの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１１はＣｒの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成し、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１２はＳｉの含有量が多かったために合金基板の研削速度が悪く、生産性に影響する合金基板となった。
比較例１３はＦｅの含有量が多かったために最長径が1μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多数生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１４はＦｅの含有量が多かったために最長径が1μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多数生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。また、Ｎ１／Ｎ２が大きかったために合金基板の研削速度が悪く、生産性に影響する合金基板となった。
比較例１５はＦｅの含有量が少なかったためにＦｅを添加した効果が得られず、研削速度が低下し、生産性に影響を及ぼす結果となった。
比較例１６はＣｒの含有量が少なかったためにＣｒを添加した効果が得られず、研削速度が低下し、生産性に影響を及ぼす結果となった。
比較例１３はＦｅの含有量が多かったために最長径が1μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多数生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１４はＦｅの含有量が多かったために最長径が1μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多数生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。また、Ｎ１／Ｎ２が大きかったために合金基板の研削速度が悪く、生産性に影響する合金基板となった。
比較例１５はＦｅの含有量が少なかったためにＦｅを添加した効果が得られず、研削速度が低下し、生産性に影響を及ぼす結果となった。
比較例１６はＣｒの含有量が少なかったためにＣｒを添加した効果が得られず、研削速度が低下し、生産性に影響を及ぼす結果となった。
比較例１７、１８は鋳造からの冷却速度が遅かったためにＤＡＳが大きくなり鋳造中に粗大な金属間化合物が生成し、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。
比較例１９は鋳造からの冷却速度が遅かったためＤＡＳが大きくなり鋳造中に粗大な金属間化合物が生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。さらに、Ｎ１／Ｎ２が小さすぎたために合金基板の研削速度が悪く、生産性に影響する合金基板となった。
比較例２０〜２２は、ＤＡＳが小さかったために径の小さな金属間化合物が生成し、研削時に研削屑を排除する効果が十分に得られず、研削速度を低下させ、生産性が低下する結果となった。
比較例１９は鋳造からの冷却速度が遅かったためＤＡＳが大きくなり鋳造中に粗大な金属間化合物が生成されたため、この金属間化合物が研削時に脱落し、研削後の表面平滑性が悪くなったものと推察できる。さらに、Ｎ１／Ｎ２が小さすぎたために合金基板の研削速度が悪く、生産性に影響する合金基板となった。
比較例２０〜２２は、ＤＡＳが小さかったために径の小さな金属間化合物が生成し、研削時に研削屑を排除する効果が十分に得られず、研削速度を低下させ、生産性が低下する結果となった。
上述したように、各比較例では、平滑な研削面が得られなかったため、或いは生産性に影響するため、磁気ディスクの高容量化および高密度化が可能な磁気ディスク用アルミニウム合金基板を容易に得ることができなかった。
上述したように、本発明のアルミニウム合金基板はその表面を砥石で研削するにあたり、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は径が小さいため砥石面の細かな研削屑を排除する効果を有し、最長径が２〜５μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は大きな研削屑を排除する効果を有する。さらに、これら両長径の金属間化合物の個数と比率を制御することでそれぞれの効果が相乗効果として現れる。このため、長期間に亘り研削効率に影響する劣化が見られず、砥石面の研削屑を適正に排除することが可能である。また、大きな金属間化合物が基板表面から脱落することがないため、研削加工時、長時間に亘り研削速度に影響がなく、平滑な研削面を得ることが出来る優れた効果を有するものである。
Claims (1)
- Ｍｇ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％（以下、単に％と記す。）、Ｆｅ：０．０１〜０．０３％、Ｃｕ：０．００５〜０．１５％、Ｚｎ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜０．０３％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金基板であって、該アルミニウム合金基板の鋳塊の面削後表層から深さ３０ｍｍまでのデンドライト２次アーム間隔が３０〜７５μｍであり、該アルミニウム合金基板はその表面から５〜７０μｍの深さまでの領域において、最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり１００〜５００個で、かつ最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が１ｍｍ２当たり５〜１００個で、かつ最長径が１〜２μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ１）と最長径が２〜７μｍのＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の１ｍｍ２当たりの個数（Ｎ２）の比率（Ｎ１／Ｎ２）が５〜７５であるアルミニウム合金基板。
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