JP2020063466A - 磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスク - Google Patents

磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスク Download PDF

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Abstract

【課題】良好なフラッタリング特性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、このアルミニウム合金板を用いた磁気ディスクを提供する。【解決手段】Ｆｅ：０．１０〜３．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００３〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）における第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０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板及びその製造方法、ならびに、これを用いた磁気ディスク。【選択図】図１

Description

本発明は、良好なフラッタリング特性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスクに関する。
コンピュータの記憶装置に用いられる磁気ディスクは、良好なめっき性を有するとともに機械的特性や加工性が優れる基板を用いて製造される。例えば、ＪＩＳ５０８６（Ｍｇ：３．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．２０〜０．７０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下及びＺｎ：０．２５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる）によるアルミニウム合金を基本とした基板などから製造されている。
一般的な磁気ディスクの製造は、まず円環状アルミニウム合金基板を作製し、該アルミニウム合金基板にめっきを施し、次いで該アルミニウム合金基板の表面に磁性体を付着させることにより行われている。
例えば、前記ＪＩＳ５０８６合金によるアルミニウム合金製磁気ディスクは以下の製造工程により製造される。まず、所定の化学成分としたアルミニウム合金素材を鋳造し、その鋳塊を熱間圧延し、次いで冷間圧延を施し、磁気ディスクとして必要な厚さを有する圧延材を作製する。この圧延材には、必要に応じて冷間圧延の途中等に焼鈍を施すことが好ましい。次に、この圧延材を円環状に打抜き、前記製造工程により生じた歪み等を除去するため、円環状にしたアルミニウム合金板を積層し、両端部の両面から加圧しつつ焼鈍を施して平坦化する加圧焼鈍を行って、円環状アルミニウム合金基板が作製される。
このようにして作製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、エッチング及びジンケート処理（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を無電解めっきし、該めっき表面にポリッシングを施した後に、Ｎｉ−Ｐ無電解めっき表面に磁性体をスパッタリングしてアルミニウム合金製磁気ディスクが製造される。
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及び高密度化、更に高速化が求められている。大容量化のため、記憶装置に搭載される磁気ディスクの枚数が増加しており、それに伴い磁気ディスクの薄肉化も求められている。
また、薄肉化、高速化に伴い剛性の低下や高速回転による流体力の増加に伴う励振力が増加し、ディスク・フラッタが発生し易くなる。これは、磁気ディスクを高速で回転させると不安定な気流がディスク間に発生し、その気流により磁気ディスクの振動（フラッタリング）が発生することに起因する。このような現象は、基板の剛性が低いと磁気ディスクの振動が大きくなり、ヘッドがその変化に追従できないために発生するものと考えられる。フラッタリングが起きると、読み取り部であるヘッドの位置決め誤差が増加する。そのためディスク・フラッタの減少が強く求められている。
また、磁気ディスクの高密度化により、１ビット当たりの磁気領域が益々微小化されることになる。この微細化に伴い、ヘッドの位置決め誤差のズレによる読み取りエラーが発生し易くなっており、ヘッドの位置決め誤差の主要因であるディスク・フラッタの減少が強く求められている。
このような実情から、近年では、高強度でディスク・フラッタが小さい特性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板が強く望まれ、検討がなされている。例えば、ハードディスクドライブ内に、ディスクと対向するプレートを有する気流抑制部品を実装することが提案されている。特許文献１には、アクチュエータの上流側にエア・スポイラを設置した磁気ディスク装置が提案されている。このエア・スポイラは、磁気ディスク上のアクチュエータに向かう空気流を弱めて、磁気ヘッドの風乱振動を低減するものである。また、エア・スポイラは、磁気ディスク上の気流を弱めることで、ディスク・フラッタを抑制する。更に、特許文献２では、アルミニウム合金板の剛性向上に寄与するＳｉを多く含有させて、剛性を向上させる方法が提案されている。
特開２００２−３１３０６１号公報 ＷＯ２０１６／０６８２９３号公報
しかしながら、特許文献１に開示されている方法では、設置したエア・スポイラと磁気ディスク用基板との間隔の違いによりフラッタリング抑制効果が異なり、部品の高精度を必要とするため部品コストの増大を招いている。
また、特許文献２に示すＳｉを多く含有させる方法は、剛性向上には効果的で、フラッタリングが現れる３００〜１５００Ｈｚの付近のブロードなピークの変位を小さくすることが可能だが、１５００〜２０００Ｈｚの付近のブロードなピークの変位を小さくするはできず、目標とするフラッタリング特性を得ることが出来ないのが現状であった。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、高強度でディスクのフラッタリング特性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスクを提供することを目的とする。
すなわち、本発明は請求項１において、Ｆｅ：０．１０〜３．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００３〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）における第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０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板とした。
本発明は請求項２では請求項１において、前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜６．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％及びＺｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するものとした。
本発明は請求項３では請求項１又は２のいずれか一項において、前記アルミニウム合金が、含有量の合計が０．００５〜０．５００ｍａｓｓ％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するものとした。
本発明は請求項４において、請求項１〜３のいずれか一項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板からなるアルミニウム合金基板の表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層が設けられていることを特徴とする磁気ディスクとした。
本発明は請求項５において、請求項１〜３のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて溶湯を溶製する溶湯溶製工程と、溶製した溶湯から半連続鋳造法によって鋳塊を鋳造する半連続鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に半連続鋳造工程を開始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板の製造方法とした。
本発明は請求項６において、請求項１〜３のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて溶湯を溶製する溶湯溶製工程と、溶製した溶湯から連続鋳造法によって鋳造板を鋳造する連続鋳造工程と、連続鋳造した鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に連続鋳造工程を開始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板の製造方法とした。
本発明により、高強度でディスクのフラッタリング特性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスクを提供することができる。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板及び磁気ディスクの製造方法を示すフロー図である。 本発明に係る板厚０．８ｍｍの磁気ディスク用アルミニウム合金板における領域（Ａ）と領域（Ｂ）を示す模式図である。
本発明に係る磁気ディスクは、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板を材料とする。まず、この磁気ディスク用アルミニウム合金板を作製する。次いで、この磁気ディスク用アルミニウム合金板を円環状のディスクブランクに打ち抜き加圧焼鈍してブランクを作成した後に、切削・研削の加工を施して磁気ディスク用アルミニウム合金基板とする。更に、この磁気ディスク用アルミニウム合金基板に脱脂、エッチング、ジンケート処理、Ｎｉ−Ｐめっき処理を施して磁気ディスク用アルミニウム合金基盤とする。最後に、磁気ディスク用アルミニウム合金基盤に磁性体層を設けて磁気ディスクとする。
本発明者らは、磁気ディスクの強度及びフラッタリング特性と、素材であるアルミニウム合金板との関係に着目し、これらの関係について鋭意調査研究した。この結果、アルミニウム合金板のＦｅ含有量や第二相粒子が、空気中又はヘリウム中で測定される磁気ディスクのフラッタリング特性に大きな影響を与えることを見出した。
そこで、本発明者らは、磁気ディスク用アルミニウム合金板において、Ｆｅ含有量、ならびに、金属組織として板厚方向における第二相粒子の面積率について検討した結果、Ｆｅ：０．１０〜３．００ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と略記する）、Ｃｕ：０．００３〜１．０００％、Ｚｎ：０．００５〜１．０００％を含有し、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）における第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０以下である磁気ディスク用アルミニウム合金板を素材として用いることによって、磁気ディスクのフラッタリング特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
Ａ．本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板
以下、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板（以下、「本発明に係るアルミニウム合金板」又は、単に「アルミニウム合金板」と略記する）について詳細に説明する。
１．合金組成
以下、本発明に係るＡｌ−Ｆｅ系合金を用いたアルミニウム合金板を構成するアルミニウム合金成分及びその含有量について説明する。
Ｆｅ：
Ｆｅは必須元素であり、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＦｅ含有量が０．１０％未満では、十分な強度とフラッタリング特性が得られない。一方、Ｆｅ含有量が３．００％を超えると、粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子が多数生成する。このような粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＦｅ含有量は、０．１０〜３．００％の範囲とする。Ｆｅ含有量は、好ましくは０．４０〜２．００％、より好ましくは０．８０〜１．８０％の範囲である。
Ｃｕ：
Ｃｕは必須元素であり、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、次工程のめっき工程での平滑性及び密着性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＣｕ含有量が０．００３％未満では、ジンケート皮膜が不均一となり、めっき表面にピットが発生し、めっき表面の平滑生を低下させる。また、めっき剥離が生じ易くなる。一方、アルミニウム合金中のＣｕ含有量が１．０００％を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｕ系金属間化合物粒子が多数生成し、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面にピットが生じ、めっき表面の平滑性が低下する。また、めっき剥離が生じ易くなる。そのため、アルミニウム合金中のＣｕ含有量は、０．００３〜１．０００％の範囲とする。Ｃｕ含有量は好ましくは、０．００５〜０．４００％の範囲である。
Ｚｎ：
Ｚｎは必須元素であり、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、次工程のめっき工程での平滑性及び密着性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＺｎ含有量が０．００５％未満では、ジンケート皮膜が不均一となり、めっき表面にピットが発生し、めっき表面の平滑生を低下させる。また、めっき剥離が生じ易くなる。一方、アルミニウム合金中のＺｎ含有量が１．０００％を超えるとジンケート皮膜が不均一となり、めっき表面にピットが発生し、めっき表面の平滑生を低下させる。また、めっき剥離が生じ易くなる。そのため、アルミニウム合金中のＺｎ含有量は、０．００５〜１．０００％の範囲とする。Ｚｎ含有量は好ましくは、０．１００〜０．７００の範囲である。
磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を更に向上させるために、アルミニウム合金板を構成するアルミニウム合金成分の第１の選択的元素として、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜６．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％及びＺｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有させてもよい。また、第２の選択的元素として、含有量の合計が０．００５〜０．５００％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有させてもよい。以下に、これらの選択元素について説明する。
Ｍｎ：
Ｍｎは、第二相粒子（Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物等）や固溶元素として存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＭｎ含有量が０．１％以上であることによって、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を一層高めることができる。また、Ｍｎ含有量が３．０％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。このような粗大なＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＭｎ含有量は、０．１〜３．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜２．０％の範囲とするのがより好ましい。
Ｓｉ：
Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子等）として存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＳｉ含有量が０．１％以上であることによって、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を一層高めることができる。また、アルミニウム合金中のＳｉ含有量が５．０％以下であることによって、粗大なＳｉ粒子が多数生成することを抑制する。このような粗大なＳｉ粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ含有量は、０．１〜５．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜０．４％の範囲とするのがより好ましい。
Ｎｉ：
Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物等）として存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＮｉ含有量が０．１％以上であることによって、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を一層高めることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉ含有量が８．０％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。このような粗大なＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＮｉ含有量は、０．１〜８．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜６．０％の範囲とするのがより好ましい。
Ｍｇ：
Ｍｇは、主として第二相粒子（Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等）として存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＭｇ含有量が０．１％以上であることによって、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を一層高めることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇ含有量が６．０％以下であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。このような粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物粒子がエッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＭｇ含有量は、０．１〜６．０％の範囲とするのが好ましく、０．３％以上１．０％未満の範囲とするのがより好ましい。
Ｃｒ：
Ｃｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物等）として存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＣｒ含有量が０．０１％以上であることによって、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を一層高めることができる。また、アルミニウム合金中のＣｒ含有量が１．００％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。このような粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物粒子がエッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＣｒ含有量は、０．０１〜１．００％の範囲とするのが好ましく、０．１０〜０．５０％の範囲とするのがより好ましい。
Ｚｒ：
Ｚｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物等）として存在し、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＺｒ含有量が０．０１％以上であることによって、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性を向上させる効果を一層高めることができる。また、アルミニウム合金中のＺｒ含有量が１．００％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。このような粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物粒子がエッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時に脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＺｒ含有量は、０．０１〜１．００％の範囲とするのが好ましく、０．１０〜０．５０％の範囲とするのがより好ましい。
Ｔｉ、Ｂ、Ｖ：
Ｔｉ、Ｂ及びＶは、鋳造時の凝固過程において、第二相粒子（ＴｉＢ２などのホウ化物、或いは、Ａｌ３ＴｉやＴｉ−Ｖ−Ｂ粒子等）を形成し、これらが結晶粒核となるため、結晶粒を微細化することが可能となる。その結果、めっき性が改善する。また、結晶粒が微細化することで、第二相粒子のサイズの不均一性を小さくし、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性のバラツキを低減させる効果を発揮する。但し、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．００５％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．５００％を超えてもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。そのため、Ｔｉ、Ｂ及びＶを添加する場合のＴｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計は、０．００５〜０．５００％の範囲とするのが好ましく、０．００５〜０．１００％の範囲とするのがより好ましい。なお、合計量とは、Ｔｉ、Ｂ及びＶのいずれか１種のみを含有する場合にはこの１種の量であり、いずれか２種を含有する場合にはこれら２種の合計量であり、３種全てを含有する場合にはこれら３種の合計量である。
その他の元素：
また、本発明に用いるアルミニウム合金の残部は、Ａｌ及び不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としてはＧａ、Ｓｎなどが挙げられ、各々が０．１０％未満で、かつ合計で０．２０％未満であれば、本発明で得られるアルミニウム合金板としての特性を損なうことはない。
２．第二相粒子の分布状態
次に、本発明に係るアルミニウム合金板における第二相粒子の分布状態について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金板では、金属組織において、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０以下と規定する。なお、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差は、プラスになる場合もマイナスになる場合もあるので、本発明では絶対値として規定する。
ここで、第二相粒子とは析出物や晶出物を意味し、具体的には、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物（Ａｌ３Ｆｅ、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ６（Ｆｅ、Ｍｎ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｆｅ等）、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物（Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ）、Ｓｉ粒子、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物（Ａｌ３Ｎｉ等）、Ａｌ−Ｃｕ系金属間化合物（Ａｌ２Ｃｕ等）、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物（Ｍｇ２Ｓｉ等）、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物（Ａｌ７Ｃｒ等）、Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物（Ａｌ３Ｚｒ等）などの粒子等をいう。
本発明に係るアルミニウム合金板の金属組織において、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０以下とすることにより、アルミニウム合金板の平坦度が良好となり、優れたフラッタリング特性が発揮される。第二相粒子は、Ａｌマトリックスよりも硬度が大幅に高いため、領域（Ａ）と（Ｂ）にて第二相粒子の面積率が大きく異なると、領域（Ａ）と（Ｂ）の硬度が異なってくる。その結果、加圧焼鈍を行った際に領域（Ａ）と（Ｂ）で変形量が異なり、加圧焼鈍を行っても良好な平坦度を得ることが出来ない。このような平坦度が大きいアルミニウム合金材を用いた磁気ディスクは、その作動時における空気抵抗が大きくなり、フラッタリング特性が低下する。一方、この平坦度が小さいアルミニウム合金材を用いた磁気ディスクは、フラッタリング特性の低下を抑制することができる。なお、ここで良好な平坦度とは、３０μｍ以下の平坦度のことをいう。
本発明に係るアルミニウム合金板の金属組織において、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０を超える場合は、領域（Ａ）と（Ｂ）にて第二相粒子の面積率が大きく異なるため、加圧焼鈍を行っても良好な平坦度を得ることが出来ない。そのため、磁気ディスク装置作動時の空気抵抗が大きくなり、フラッタリング特性が低下する。よって、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものを０．５０以下と規定し、好ましくは、０．４０以下と規定する。ここで、平均値とは算術平均値をいう。なお、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）は、領域（Ａ）と（Ｂ）において、ＳＥＭの組成（ＣＯＭＰＯ）像を撮影し、マトリックスとコントラストが異なる第二相粒子の面積を算出し、領域（Ａ）又は（Ｂ）で撮影した全視野の面積で除した割合（％）をいう。ＳＥＭのＣＯＭＰＯ像では、第二相粒子のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物等はマトリックスより白いコントラストの像として写り、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等はマトリクスより黒いコントラストの像として写る。
３．厚さ
本発明の実施態様においては、アルミニウム合金板の厚さは、０．３５ｍｍ以上であることが好ましい。アルミニウム合金板の厚さが０．３５ｍｍ未満であると、ハードディスクドライブの取り付け時などに発生する落下などによる加速力によって変形する虞がある。但し、耐力を更に増加することによって変形が抑制できればこの限りではない。なお、アルミニウム合金板の厚さが１．９０ｍｍを超えると、フラッタリング特性は改善するがハードディスク内に搭載できるディスク枚数が減ってしまうため好適ではない。従って、アルミニウム合金板の厚さは、０．３５〜１．９０ｍｍとするのがより好ましく、０．５０〜１．４０ｍｍとするのが更に好ましい。
Ｂ．本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法
図１のフローに従って説明する。なお、ステップＳ１０３及びＳ１０４以外のＳステップについては（ａ）と（ｂ）で同じなので、いずれかを断らない場合がある。まず、（ａ）のアルミニウム合金溶湯の溶製（ステップＳ１０１）、アルミニウム合金の半連続鋳造（ステップＳ１０２）〜冷間圧延（ステップＳ１０５）、ならびに、（ｂ）のアルミニウム合金溶湯の溶製（ステップＳ１０１）、アルミニウム合金の連続鋳造（ステップＳ１０２）及び冷間圧延（ステップＳ１０５）は、アルミニウム合金板を作製する工程（ステップＳ１０６）である。次に、このアルミニウム合金板を用いたディスクブランクの作製（ステップＳ１０７）と加圧平坦化処理（ステップＳ１０８）の工程が、アルミニウム合金基板を作製する工程（ステップＳ１０９）である。更に、このアルミニウム合金基板を用いたジンケート処理（ステップＳ１１０）とＮｉ−Ｐめっき処理（ステップＳ１１１）の工程が、アルミニウム合金基盤を作製する工程（ステップＳ１１２）である。最後に、このアルミニウム合金基盤に磁性体を付着（ステップＳ１１３）する工程によって、磁気ディスクが完成する。
最初に、アルミニウム合金板を製造する工程について説明する。まず、上述の成分組成を有するアルミニウム合金素材の溶湯を、常法に従って加熱・溶融によって溶製する（ステップＳ１０１）。次に、溶製されたアルミニウム合金素材の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ鋳造）法によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ１０２）。ここで、ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法は、以下の通りである。
ＤＣ鋳造法においては、スパウトを通して注がれた溶湯が、ボトムブロックと、水冷されたモールドの壁、ならびに、インゴット（鋳塊）の外周部に直接吐出される冷却水で熱を奪われ、凝固し、鋳塊として下方に引き出される。
ＣＣ鋳造法では、一対のロール（又は、ベルトキャスタ、ブロックキャスタ）の間に鋳造ノズルを通して溶湯を供給し、ロールからの抜熱で薄板を直接鋳造する。
ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法の大きな相違点は、鋳造時の冷却速度にある。冷却速度が大きいＣＣ鋳造法では、第二相粒子のサイズがＤＣ鋳造に比べ小さいのが特徴である。
前記鋳造工程において、溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に鋳造を開始する必要がある。アルミニウム合金鋳造時に用いる微細化剤としては、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ系、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ系等が挙げられる。微細化剤を添加することで、微細化剤に含まれるＴｉＢ２、Ａｌ３Ｔｉ、ＴｉＣ等の化合物粒子が第二相粒子の核となり、第二相粒子の分布がより一層均一になる。
溶湯に微細化剤を添加してから鋳造を開始するまでの時間は、１〜６０分以内とする。なお、溶湯に微細化剤を添加してから鋳造を開始するまでの時間は、５〜３０分以内とするのが好ましい。
溶湯に微細化剤を添加してから１分未満に鋳造を開始した場合は、溶湯中のＴｉＢ２等の化合物粒子が均一に分散せず、第二相粒子の分布が不均一となる。その結果、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）における第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０を超える。
一方、溶湯に微細化剤を添加してから６０分を超えて鋳造を開始した場合は、溶湯中の金属化合物粒子が成長して、粗大な金属化合物粒子が多数生成する。このような粗大な金属化合物粒子は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性を低下させてめっき剥離を発生させる。従って、このような粗大な金属化合物粒子が多数生成するのを阻止するために、溶湯に微細化剤を添加してから６０分以内に鋳造を開始する必要がある。
このような粗大な金属化合物粒子としては、アルミニウム合金の金属元素や微細化剤として添加する金属元素など様々な金属から構成されるものが存在するが、微細化剤として添加するＴｉ、Ｂ、Ｖによって構成されるＴｉＢ２等の粗大なＴｉ系化合物粒子の多数生成を阻止するのが好ましい。具体的には、溶湯に微細化剤を添加してから６０分以内に鋳造を開始することで、１５〜５０μｍの円相当直径を有する粗大なＴｉ系化合物粒子の分布密度を５個／ｍｍ２以下とするのが好ましく、１個／ｍｍ２以下とするのがより好ましい。
図１（ａ）に示すように、ＤＣ鋳造されたアルミニウム合金鋳塊については、必要に応じて均質化処理を実施する（ステップＳ１０３）。均質化処理を行う場合は、２８０〜６２０℃で０．５〜６０時間の加熱処理を行うことが好ましく、３００〜６２０℃で１〜２４時間の加熱処理を行うことがより好ましい。均質化処理時の加熱温度が２８０℃未満又は加熱時間が０．５時間未満の場合は、均質化処理が不十分で、アルミニウム合金基板毎の減衰比のバラツキが大きくなり、フラッタリング特性のバラつきも大きくなる虞がある。均質化処理時の加熱温度が６２０℃を超えると、アルミニウム合金鋳塊に溶融が発生する虞がある。均質化処理時の加熱時間が６０時間を超えてもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。
次に、ＤＣ鋳造されたアルミニウム合金鋳塊では、必要に応じて均質化処理を施した、或いは、均質化処理を施していない鋳塊を、熱間圧延工程によって板材とする（図１（ａ）のステップＳ１０４）。熱間圧延するに当たっては、特にその条件は特に限定されるものではないが、熱間圧延開始温度を好ましくは２５０〜６００℃とし、熱間圧延終了温度を好ましくは２３０〜４５０℃とする。
次に、上記のようにＤＣ鋳造で鋳造した鋳塊を熱間圧延した圧延板、又は、ＣＣ鋳造法で鋳造した鋳造板を、冷間圧延によって１．８ｍｍから０．３５ｍｍ程度のアルミニウム合金板とする（ステップＳ１０５）。冷間圧延によって、所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の圧延率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１０〜９５％とするのが好ましい。冷間圧延の前、或いは、冷間圧延の途中において、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、３００〜５００℃で０．１〜３０時間の条件で行うことが好ましく、連続式の加熱ならば、４００〜６００℃で０〜６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。ここで、保持時間が０秒とは、所望の保持温度に到達後直ちに冷却することを意味する。
Ｃ．本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板
次いで、ステップ６のアルミニウム合金板を用いて、ディスクブランクの作製（ステップＳ１０７）と加圧平坦化処理（ステップＳ１０８）によって、磁気ディスク用アルミニウム合金基板（以下、単に「アルミニウム合金基板」と記す）が作製される（ステップＳ１０９）。まず、アルミニウム合金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Ｓ１０７）。次に、ディスクブランクを大気中にて、例えば１００℃以上３５０℃以下で３０分以上の加圧焼鈍を行い平坦化したブランクを作成する（ステップＳ１０８）。次に、ブランクに切削加工、研削加工を施し、ならびに、好ましくは、２５０〜４００℃の温度で５〜１５分の歪取り加熱処理をこの順序で施して、アルミニウム合金基板を作製する（ステップＳ１０９）。以上の工程を経て、アルミニウム合金基板が得られる。
Ｄ．本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基盤
次いで、ステップ９のアルミニウム合金基板の表面に脱脂処理、酸エッチング処理、デスマット処理を施した後にジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ１１０）。更に、ジンケート処理した表面に下地処理としてＮｉ−Ｐめっき処理を施す（ステップＳ１１１）。このようにして、アルミニウム合金基盤が作製される（ステップＳ１１１）。
脱脂処理は市販のＡＤ−６８Ｆ（上村工業製）脱脂液等を用い、温度４０〜７０℃、処理時間３〜１０分、濃度２００〜８００ｍＬ／Ｌの条件で脱脂を行うことが好ましい。酸エッチング処理は、市販のＡＤ−１０７Ｆ（上村工業製）エッチング液等を用い、温度５０〜７５℃、処理時間０．５〜５分、濃度２０〜１００ｍＬ／Ｌの条件で酸エッチングを行うことが好ましい。酸エッチング処理の後、通常のデスマット処理として、ＨＮＯ３を用い、温度１５〜４０℃、処理時間１０〜１２０秒、濃度：１０〜６０％の条件でデスマット処理を行うことが好ましい。
１ｓｔジンケート処理は市販のＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（上村工業製）のジンケート処理液等を用い、温度１０〜３５℃、処理時間０．１〜５分、濃度１００〜５００ｍＬ／Ｌの条件で行うことが好ましい。１ｓｔジンケート処理の後、ＨＮＯ３を用い、温度１５〜４０℃、処理時間１０〜１２０秒、濃度：１０〜６０％の条件でＺｎ剥離処理を行うことが好ましい。その後、１ｓｔジンケート処理と同じ条件で２ｎｄジンケート処理を実施する。
２ｎｄジンケート処理したアルミニウム合金基材表面に、下地めっき処理として無電解でのＮｉ−Ｐめっき処理工程が施される（ステップＳ１１１）。無電解でのＮｉ−Ｐめっき処理は、市販のニムデンＨＤＸ（上村工業製）めっき液等を用い、温度８０〜９５℃、処理時間３０〜１８０分、Ｎｉ濃度３〜１０ｇ／Ｌの条件でめっき処理を行うことが好ましい。このような無電解でのＮｉ−Ｐめっき処理工程によって、下地めっき処理したアルミニウム合金基盤が得られる（ステップＳ１１２）。
Ｅ．磁気ディスク
最後に、下地めっき処理した磁気ディスク用のアルミニウム合金基盤の表面を研磨により平滑し、表面に下地層、磁性層、保護膜及び潤滑層等からなる磁性媒体をスパッタリングにより付着させる工程（ステップＳ１１３）によって磁気ディスクとする。
なお、冷間圧延（ステップＳ１０５）工程後のステップＳ１０６で作製したアルミニウム合金板とした後は、第二相粒子を構成する金属間化合物種やその分布が変化することは殆どない。従って、ステップＳ１０６で作製したアルミニウム合金板に代えて、加圧平坦化処理（ステップＳ１０８）工程後のステップＳ１０９で作製したアルミニウム合金基板や、Ｎｉ−Ｐめっき処理（ステップＳ１１１）工程後のステップＳ１１２で作製したアルミニウム合金基盤や、磁性体を付着した（ステップＳ１１３）工程後の磁気ディスクを用いて第二相粒子を構成する金属間化合物の評価を行ってもよい。
Ｆ．フラッタリング特性
フラッタリング特性は、ハードディスクドライブのモーター特性によっても影響を受ける。本発明においては、フラッタリング特性は、空気中では、３０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることがより好ましい。３０ｎｍ以下であれば一般的なＨＤＤ向けの使用に耐え得ると判断される。３０ｎｍを超える場合は、読み取り部であるヘッドの位置決め誤差が増加する。
ここで、使用するハードディスクドライブによって必要なフラッタリング特性が異なるため、このフラッタリング特性に対して、第二相粒子の分布状態を適宜決定すれば良い。これらは、上述の添加元素の含有量、鋳造時の微細化剤の添加方法を含めた鋳造方法、並びに、その後の熱処理と加工による熱履歴及び加工履歴、をそれぞれ適正に調整することによって得られる。
なお、ハードディスク内にヘリウムを充填することで流体力を下げることができる。これは、ヘリウムのガス粘度が空気と比べるとその約１／８に小さいためである。ハードディスクの回転に伴うガスの流れによって発生するフラッタリングを、ガスの流体力を小さくすることによって低減するものである。
以下に、本発明を実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
表１〜３に示す成分組成の各合金素材を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を調製した（ステップＳ１０１）。表１〜３中「−」は、測定限界値未満を示す。
Figure 2020063466
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次に、Ｎｏ．Ａ４０〜４７及びＡＣ５、ＡＣ１９〜ＡＣ２２は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ法により鋳造し、厚さ８０ｍｍの鋳塊を作製してその両面を１０ｍｍ面削した（図１（ａ）のステップＳ１０２）。Ｎｏ．Ａ４０〜４７及びＡＣ５、ＡＣ１９〜ＡＣ２２以外は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ法により鋳造し、厚さ５ｍｍの鋳造板を作製した（図１（ｂ）のステップＳ１０２）。Ｎｏ．ＡＣ１４では微細化剤の添加を行なわず、Ｎｏ．ＡＣ１４以外では、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ系の微細化剤を使用し、表４〜６に示す条件で鋳造を実施した。
Figure 2020063466
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次に、Ｎｏ．Ａ４０〜４７及びＡＣ５、ＡＣ１９〜ＡＣ２２は、３８０℃で２時間の均質化熱処理を施した（図１（ａ）のステップＳ１０３）。次に、Ｎｏ．Ａ４０〜４７及びＡＣ５、ＡＣ１９〜ＡＣ２２は、熱間圧延開始温度３８０℃とし、熱間圧延終了温度を３００℃とする熱間圧延を行ない、３ｍｍの熱間圧延板とした（図１（ａ）のステップＳ１０４）。
Ｎｏ．Ａ４０、Ａ４１の合金については熱間圧延後に、ＡＣ７の合金についてはＣＣ鋳造後に、３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）処理を施した。以上のようにして作製した熱間圧延板、ならびに、ＣＣ鋳造板は、冷間圧延により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ１０６）。このアルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状のものを打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ１０７）。
上記のようにして作製したディスクブランクに、０．２ＭＰａの圧力下において３００℃で３時間の加圧平坦化処理を施した（ステップＳ１０８）。次いで、加圧平坦化処理したディスクブランクに端面加工（切削加工）を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍの研削加工）を行ってアルミニウム合金基板を作製した（ステップＳ１０９）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（商品名、上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（商品名、上村工業製）により６５℃で１分の酸エッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマット処理を行なった（ステップＳ１１０）。
このようにして表面状態を整えた後に、ディスクブランクをＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（商品名、上村工業製）の２０℃のジンケート処理液に０．５分間浸漬して表面にジンケート処理を施した（ステップＳ１１０）。なお、ジンケート処理は合計２回行い、ジンケート処理の間に室温の３０％ＨＮＯ３水溶液に２０秒間浸漬して表面を剥離処理した。ジンケート処理した表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理液（ニムデンＨＤＸ（商品名、上村工業製））を用いてＮｉ−Ｐを１０．０μｍ厚さに無電解めっきした（ステップＳ１１１）後、羽布により仕上げ研磨（研磨量１．５μｍ）を行った（ステップＳ１１１）。このようにして、アルミニウム合金基盤を作製した（ステップＳ１１２）。
冷間圧延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板（ステップＳ１０６）、或いは、めっき処理研磨（ステップＳ１１１）工程後のアルミニウム合金基盤（ステップＳ１１２）の各試料について以下の評価を行った。また、各試料では、同一の条件で作製した３枚のディスクをめっき処理まで実施しているが、比較例３〜１３、１７、１８、２１、２２のディスクでは、３枚共にめっき剥離が発生した。そのため、これらの比較例においては、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
〔第二相粒子の面積率〕
冷間圧延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板（ステップＳ１０６）の断面を研磨後、ＳＥＭにより３００倍の倍率で領域（Ａ）と領域（Ｂ）のそれぞれ１．０ｍｍ２の視野を観察し、ＣＯＭＰＯ像を撮影し、粒子解析ソフトＡ像くん（商品名、旭化成エンジニアリング（株）社製）を用いて領域（Ａ）と領域（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）を算出した。領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）は、領域（Ａ）と（Ｂ）において撮影したＣＯＭＰＯ像から、マトリックスとコントラストが異なる第二相粒子の面積を算出し、領域（Ａ）又は（Ｂ）で撮影した全視野の面積（１．０ｍｍ２）で除したものをいう。ＳＥＭのＣＯＭＰＯ像では、第二相粒子のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物等はマトリックスより白いコントラストの像として写り、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物等はマトリクスより黒いコントラストの像として写る。観察は、アルミニウム合金基板のＬ−ＳＴ断面（圧延方向と板厚方向からなる断面）とした。結果を表７〜９示す。
〔１５〜５０μｍの円相当直径を有するＴｉ系化合物粒子の分布密度〕
冷間圧延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板（ステップＳ１０６）の表面を１０μｍ研磨し、ＥＰＭＡにより、倍率３００倍にて撮影すると同時に化合物の成分分析を行い、円相当直径が１５〜５０μｍのＴｉ系化合物粒子の分布密度を算出した。なお、撮影は、合計が１．０ｍｍ２となる複数の撮影視野について行ない、各視野における個数を合計して分布密度とした。
Figure 2020063466
Figure 2020063466
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〔ディスク・フラッタの測定〕
めっき処理研磨（ステップＳ１１０）工程後のアルミニウム合金基盤を用いディスク・フラッタの測定を行った。ディスク・フラッタの測定は、市販のハードディスクドライブに空気の存在下、アルミニウム合金基盤を設置し、測定を行った。ドライブはＳｅａｇａｔｅ製ＳＴ２０００（商品名）を用いて、モーター駆動はテクノアライブ製ＳＬＤ１０２（商品名）をモーターに直結することにより駆動させた。回転数は７２００ｒｐｍとし、ディスクは常に複数枚設置してその上部の磁気ディスクの表面にレーザードップラー計である小野測器製ＬＶ１８００（商品名）によって表面の振動を観察した。観察した振動は、小野測器製ＦＦＴ解析装置ＤＳ３２００（商品名）によってスペクトル分析した。観察はハードディスクドライブの蓋に孔を開けることにより、その穴からディスク表面を観察して行った。また、市販のハードディスクに設置されていたスクイーズプレートは外して評価を行っている。
フラッタリング特性の評価は、フラッタリングが現れる１５００〜２０００Ｈｚのブロードなピークの最大変位（ディスクフラッタリング（ｎｍ））によって行った。このブロードなピークはＮＲＲＯ（Ｎｏｎ−Ｒｅｐｅａｔａｂｌｅ Ｒｕｎ Ｏｕｔ）と呼ばれ、ヘッドの位置決め誤差に対して大きな影響があることがわかっている。フラッタリング特性の評価は、空気中にて、１０ｎｍ以下の場合をＡ（優）、１０ｎｍを超えて２０ｎｍ以下をＢ（良）、２０ｎｍを超えて３０ｎｍ以下をＣ（可）、３０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。結果を表７〜９に示す。
表７〜９に示すように、実施例１〜４７は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。これに対して、比較例１〜２２では、フラッタリング特性が劣っており、或いは、めっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
具体的には、比較例１と２では、Ｆｅ含有量が少な過ぎたため、フラッタリング特性が劣った。
比較例３では、Ｆｅ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例４では、Ｍｎ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例５では、Ｃｕが含有されていなかったためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例６では、Ｃｕ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例７では、Ｚｎが含有されていなかったためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例８では、Ｚｎ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例９では、Ｓｉ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例１０では、Ｎｉ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例１１では、Ｍｇ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例１２では、Ｃｒ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例１３では、Ｚｒ含有量が多過ぎたためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。
比較例１４では、溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加しなかったので、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０を超えた。その結果、フラッタリング特性が劣った。
比較例１５、１６では、溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１分未満に鋳造工程を開始したので、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０を超えた。その結果、フラッタリング特性が劣った。
比較例１７、１８では、溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから６０分を超えて鋳造工程を開始したので、粗大なＴｉ系化合物粒子が多数生成したためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。このように、めっき剥離が生じたため、磁気ディスク用のアルミニウム合金板としては用いることができなかった。
比較例１９、２０では、溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１分未満に鋳造工程を開始したので、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０を超えた。その結果、フラッタリング特性が劣った。
比較例２１、２２では、溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから６０分を超えて鋳造工程を開始したので、粗大なＴｉ系化合物粒子が多数生成したためにめっき剥離が生じ、フラッタリング特性の評価を行うことができなかった。このように、めっき剥離が生じたため、磁気ディスク用のアルミニウム合金板としては用いることができなかった。
本発明により、ディスクのフラッタリング特性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金板、ならびに、これを用いた磁気ディスクが得られる。
すなわち、本発明は請求項１において、Ｆｅ：０．１０〜３．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００３〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％を含有し、含有量の合計が０．００５〜０．５００ｍａｓｓ％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）における第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０以下であり、１５〜５０μｍの円相当直径を有するＴｉ系化合物粒子の分布密度が５個／ｍｍ ２ 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板とした。
本発明は請求項３において、請求項１又は２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板からなるアルミニウム合金基板の表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層が設けられていることを特徴とする磁気ディスクとした。
本発明は請求項４において、請求項１又は２に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて溶湯を溶製する溶湯溶製工程と、溶製した溶湯から半連続鋳造法によって鋳塊を鋳造する半連続鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に半連続鋳造工程を開始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板の製造方法とした。
本発明は請求項５において、請求項１又は２に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて溶湯を溶製する溶湯溶製工程と、溶製した溶湯から連続鋳造法によって鋳造板を鋳造する連続鋳造工程と、連続鋳造した鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に連続鋳造工程を開始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板の製造方法とした。

Claims (6)

  1. Ｆｅ：０．１０〜３．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００３〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、板厚中心面から板の表面までの領域を領域（Ａ）とし、板厚中心面から板の裏面までの領域を領域（Ｂ）とし、領域（Ａ）と（Ｂ）における第二相粒子の面積率（％）の差を、領域（Ａ）と（Ｂ）の第二相粒子の面積率（％）の平均値で除したものが０．５０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板。
  2. 前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜６．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％及びＺｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板。
  3. 前記アルミニウム合金が、含有量の合計が０．００５〜０．５００ｍａｓｓ％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１又は２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板。
  4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板からなるアルミニウム合金基板の表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層が設けられていることを特徴とする磁気ディスク。
  5. 請求項１〜３のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて溶湯を溶製する溶湯溶製工程と、溶製した溶湯から半連続鋳造法によって鋳塊を鋳造する半連続鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に半連続鋳造工程を開始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板の製造方法。
  6. 請求項１〜３のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて溶湯を溶製する溶湯溶製工程と、溶製した溶湯から連続鋳造法によって鋳造板を鋳造する連続鋳造工程と、連続鋳造した鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記溶湯溶製工程において溶湯に微細化剤を添加してから１〜６０分以内に連続鋳造工程を開始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板の製造方法。
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