JP6014785B2 - 磁気ディスク用アルミニウム合金基板 - Google Patents
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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。
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、良好なめっき性を有するとともに機械的特性及び加工性が優れたＪＩＳ５０８６（３．５質量％以上４．５質量％以下のＭｇ、０．５０質量％以下のＦｅ、０．４０質量％以下のＳｉ、０．２０質量％以上０．７０質量％以下のＭｎ、０．０５質量％以上０．２５質量％以下のＣｒ、０．１０質量％以下のＣｕ、０．１５質量％以下のＴｉ、０．２５質量％以下のＺｎ、残部Ａｌ及び不可避的不純物）によるアルミニウム合金基板から製造されている。さらに、アルミニウム合金製磁気ディスクは、めっき前処理工程における金属間化合物抜け落ちによるピット不具合の改善を目的にＪＩＳ５０８６中の不純物であるＦｅ、Ｓｉ等の含有量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、或いはめっき性改善を目的にＪＩＳ５０８６中のＣｕ及び／又はＺｎを意識的に添加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、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製造されている。
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、所望の化学成分としたアルミニウム合金を鋳造し、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みの圧延材を作製する。この圧延材は、必要に応じ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う。これにより、円環状アルミニウム合金基板は作製される。
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、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、磁性体をスパッタリングする。これにより、アルミニウム合金製磁気ディスクは製造される。
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。
しかしながら、磁気ディスク用アルミニウム合金基板を薄肉化すると剛性が低下してしまうため、磁気ヘッドと磁気ディスクが衝突するという問題（ヘッドクラッシュ）がある。これは、磁気ディスクを高速で回転させると気流が発生し、その気流により磁気ディスクの振動（フラッタリング）が起こるが、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である。ヘッドクラッシュが起こると磁気ディスク表面に凹凸又はキズが入り記録エラーとなることがある。そのため、アルミニウム合金基板の高剛性化が求められている。
また、磁気ディスクの高密度化により、１ビットあたりの磁気領域が益々微小化されるため、磁気ディスクのめっき表面に微細なピット（孔）があっても、データ読み取り時にエラーを起こす原因となる。このため磁気ディスクのめっき表面にはピットが少ない高い平滑性が求められる。
このような実情から、近年ではめっき表面が平滑で高い剛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、特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ系合金にＭｎ及びＺｒを添加し、アルミニウム合金基板の再結晶温度を上げ、再結晶を抑制させることで強度を高め、磁気ヘッドと磁気ディスクが衝突した際に微細な凹凸を生じさせない方法が記載されている。
しかしながら、特許文献１に開示されている方法では、高強度化はできるが、剛性が低いため磁気ヘッドと磁気ディスクとの接触は避けられず、極微細の表面の凹凸又はキズを減らすことは出来ない。また、Ｍｎを多く含有しているため、アルミニウム合金基板中に粗大な化合物が多く存在し、その化合物がめっき前処理工程で脱落して表面に大きな窪みが発生し、めっき表面にピットが多発するため目標とするめっき表面の優れた平滑性は得られていない。
この発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、めっき表面が平滑で高い剛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を目的とする。
本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
５．２質量％以上２４．０質量％以下のＳｉと、
０．０１質量％以上〜３．００質量％以下のＦｅと、
を含有し、
残部Ａｌと不可避的不純物からなる、
ことを特徴とする。
５．２質量％以上２４．０質量％以下のＳｉと、
０．０１質量％以上〜３．００質量％以下のＦｅと、
を含有し、
残部Ａｌと不可避的不純物からなる、
ことを特徴とする。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、
０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、
０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、
０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、
０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１又は２以上の元素をさらに含有してもよい。
０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、
０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、
０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、
０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、
０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１又は２以上の元素をさらに含有してもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎをさらに含有してもよい。
０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎをさらに含有してもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ及びＢをさらに含有してもよい。
含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ及びＢをさらに含有してもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散してもよい。
３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散してもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
第２相粒子を含み、該第２相粒子の最長径が１００μｍ以下であってもよい。
第２相粒子を含み、該第２相粒子の最長径が１００μｍ以下であってもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
両面に純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金からなる皮材がクラッドされてもよい。
両面に純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金からなる皮材がクラッドされてもよい。
本発明によれば、めっき表面が平滑で高い剛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できる。
本発明者らは、アルミニウム合金基板の剛性とめっき表面の平滑性とに着目し、これらの特性とアルミニウム合金基板の成分及び組織との関係について鋭意調査研究した。この結果、アルミニウム合金基板のＳｉ含有量及びＦｅ含有量が、剛性とめっき表面の平滑性とに大きな影響を与えることを見出した。また、第２相粒子（Ｓｉ粒子又はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物等）のサイズ及び分布密度が、剛性とめっき表面の平滑性とに大きな影響を与えることも見出した。これらの知見に基づいて、本発明者らは本発明を為すに至ったものである。
以下、本発明の実施形態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。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、単層のベア材又は３層のクラッド材として用いられる。クラッド材とは異なる２つ以上の合金板を冶金的に接合した合金板のことで、ここでは３層クラッド材の中間材を心材とし、心材の両面にある材料を皮材とする。また、アルミニウム合金基板は特別な記載がない場合、ベア材とクラッド材の両方を含む。
以下、本発明の実施形態に係るＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するベア材及びクラッド材の心材のアルミニウム合金成分及びその含有率について説明する。
（シリコン）
Ｓｉは、主としてＳｉ粒子として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＳｉの含有率が０．５質量％未満では、アルミニウム合金の剛性が不十分となる。一方、アルミニウム合金中のＳｉの含有率が２４．０質量％を超過すると、粗大なＳｉ粒子が生成し、ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。クラッド材の心材の場合は、基板側面に存在する粗大なＳｉ粒子がエッチング時、ジンケート処理時、切削時に脱落して、基板側面に大きな窪みが発生する。特に基板側面の心材と皮材の境界部に大きな窪みが発生すると、めっきと基板の密着性が悪くなり、めっき剥離が生じてしまう。そのため、アルミニウム合金中のＳｉの含有率は、０．５質量％以上２４．０質量％以下の範囲とする。また、Ｓｉの含有率は、剛性及び圧延性の兼合いから１．０質量％以上１８．０質量％以下の範囲が好ましい。さらに好ましくは１．５質量％以上１３．０質量％以下の範囲である。
Ｓｉは、主としてＳｉ粒子として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＳｉの含有率が０．５質量％未満では、アルミニウム合金の剛性が不十分となる。一方、アルミニウム合金中のＳｉの含有率が２４．０質量％を超過すると、粗大なＳｉ粒子が生成し、ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。クラッド材の心材の場合は、基板側面に存在する粗大なＳｉ粒子がエッチング時、ジンケート処理時、切削時に脱落して、基板側面に大きな窪みが発生する。特に基板側面の心材と皮材の境界部に大きな窪みが発生すると、めっきと基板の密着性が悪くなり、めっき剥離が生じてしまう。そのため、アルミニウム合金中のＳｉの含有率は、０．５質量％以上２４．０質量％以下の範囲とする。また、Ｓｉの含有率は、剛性及び圧延性の兼合いから１．０質量％以上１８．０質量％以下の範囲が好ましい。さらに好ましくは１．５質量％以上１３．０質量％以下の範囲である。
（鉄）
Ｆｅは、主としてＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＦｅの含有率が０．０１質量％未満では、剛性が不十分となる。一方、アルミニウム合金中のＦｅの含有率が３．００％を超過すると粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が生成し、ベア材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。クラッド材の心材の場合は、基板側面に存在する粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物がエッチング時、ジンケート処理時、切削時に脱落して、基板側面に大きな窪みが発生する。特に基板側面の心材と皮材の境界部に大きな窪みが発生すると、めっきと基板の密着性が悪くなり、めっき剥離が生じてしまう。そのため、アルミニウム合金中のＦｅの含有量は、０．０５質量％以上３．００質量％以下の範囲とする。また、Ｆｅの含有率は、０．１０質量％以上３．００質量％以下の範囲が好ましい。
Ｆｅは、主としてＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＦｅの含有率が０．０１質量％未満では、剛性が不十分となる。一方、アルミニウム合金中のＦｅの含有率が３．００％を超過すると粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が生成し、ベア材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。クラッド材の心材の場合は、基板側面に存在する粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物がエッチング時、ジンケート処理時、切削時に脱落して、基板側面に大きな窪みが発生する。特に基板側面の心材と皮材の境界部に大きな窪みが発生すると、めっきと基板の密着性が悪くなり、めっき剥離が生じてしまう。そのため、アルミニウム合金中のＦｅの含有量は、０．０５質量％以上３．００質量％以下の範囲とする。また、Ｆｅの含有率は、０．１０質量％以上３．００質量％以下の範囲が好ましい。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、上述したＳｉ及びＦｅのほか、アルミニウム合金基板の剛性をさらに向上させるために、好ましくは０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、好ましくは０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、好ましくは０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、好ましくは０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、好ましくはＴｉ及びＢの含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下からなる群から選択される１又は２以上の元素を選択的にさらに含有するアルミニウム合金を用いることもできる。以下これらの選択元素を説明する。
（銅）
Ｃｕは、主としてＡｌ−Ｃｕ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。また、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、次工程のめっきの平滑性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｕの含有率が０．００５質量％以上であることによって、剛性向上の効果と平滑生を向上させる効果とを一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｕの含有率が２．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物の生成を抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｃｕ系化合物が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を向上させる効果を一層得ることができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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Ｃｕの含有率は、０．００５質量％以上２．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．０１０質量％以上２．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
Ｃｕは、主としてＡｌ−Ｃｕ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。また、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、次工程のめっきの平滑性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｕの含有率が０．００５質量％以上であることによって、剛性向上の効果と平滑生を向上させる効果とを一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｕの含有率が２．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物の生成を抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｃｕ系化合物が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を向上させる効果を一層得ることができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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Ｃｕの含有率は、０．００５質量％以上２．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．０１０質量％以上２．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
（マグネシウム）
Ｍｇは、主としてＭｇ−Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有率が０．１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有率が６．０質量％以下であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＭｇ−Ｓｉ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．１質量％以上６．０質量％以下の範囲が好ましく、０．３質量％以上１．０質量％未満の範囲がより好ましい。
Ｍｇは、主としてＭｇ−Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有率が０．１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有率が６．０質量％以下であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＭｇ−Ｓｉ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．１質量％以上６．０質量％以下の範囲が好ましく、０．３質量％以上１．０質量％未満の範囲がより好ましい。
（ニッケル）
Ｎｉは、主としてＡｌ−Ｎｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＮｉの含有率が０．１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉの含有率が２．０質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｎｉ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．１質量％以上２．０質量％以下の範囲が好ましく、０．３質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
Ｎｉは、主としてＡｌ−Ｎｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＮｉの含有率が０．１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉの含有率が２．０質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｎｉ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．１質量％以上２．０質量％以下の範囲が好ましく、０．３質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
（クロム）
Ｃｒは、主としてＡｌ−Ｃｒ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｒの含有率が０．０１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｒの含有率が２．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｃｒ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．０１質量％以上２．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
Ｃｒは、主としてＡｌ−Ｃｒ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｒの含有率が０．０１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｒの含有率が２．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｃｒ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．０１質量％以上２．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
（マンガン）
Ｍｎは、主としてＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｎの含有率が０．０１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有率が２．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．０１質量％以上２．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
Ｍｎは、主としてＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｎの含有率が０．０１質量％以上であることによって、剛性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有率が２．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が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が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じること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の含有率は、０．０１質量％以上２．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金として、上述したＳｉ及びＦｅのほか、アルミニウム合金基板のめっき表面の平滑性をさらに向上させるために、好ましくは、０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎをさらに含有するアルミニウム合金を用いることもできる。以下この元素を説明する。
（亜鉛）
Ｚｎは、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、次工程のめっきの平滑性及び密着性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｎの含有率が０．００５質量％以上であることによって、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、めっきの平滑性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＺｎの含有率が２．０００質量％以下であることによって、ベア材の場合、ジンケート皮膜が均一となりめっき表面の平滑性が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の場合は、基板側面のジンケート皮膜が均一となりめっき密着性が低下することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることをより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Ｚｎの含有率は、０．００５質量％以上２．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
Ｚｎは、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、次工程のめっきの平滑性及び密着性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｎの含有率が０．００５質量％以上であることによって、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、めっきの平滑性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＺｎの含有率が２．０００質量％以下であることによって、ベア材の場合、ジンケート皮膜が均一となりめっき表面の平滑性が低下することを一層抑制することができる。クラッド材の場合は、基板側面のジンケート皮膜が均一となりめっき密着性が低下することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることをより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Ｚｎの含有率は、０．００５質量％以上２．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
（ナトリウム、ストロンチウム、リン）
Ｎａ、Ｓｒ及びＰは、アルミニウム合金基板中のＳｉ粒子を微細化し、めっき性を改善する効果が得られる。また、アルミニウム合金基板中のＳｉ粒子のサイズの不均一性を小さくし、アルミニウム合金基板中の剛性のバラつきを低減させる効果がある。そのため、アルミニウム合金中に、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰからなる群から選択された１又は２以上の元素を選択的に添加されてもよい。但し、Ｎａ、Ｓｒ、Ｐのそれぞれが０．００１質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｎａ、Ｓｒ、Ｐのそれぞれが０．１００％を超過して含有し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。また、Ｎａ、Ｓｒ、Ｐを添加する場合のＮａ、Ｓｒ、Ｐのそれぞれの含有量は、０．００３質量％以上０．０２５質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｎａ、Ｓｒ及びＰは、アルミニウム合金基板中のＳｉ粒子を微細化し、めっき性を改善する効果が得られる。また、アルミニウム合金基板中のＳｉ粒子のサイズの不均一性を小さくし、アルミニウム合金基板中の剛性のバラつきを低減させる効果がある。そのため、アルミニウム合金中に、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰからなる群から選択された１又は２以上の元素を選択的に添加されてもよい。但し、Ｎａ、Ｓｒ、Ｐのそれぞれが０．００１質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｎａ、Ｓｒ、Ｐのそれぞれが０．１００％を超過して含有し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。また、Ｎａ、Ｓｒ、Ｐを添加する場合のＮａ、Ｓｒ、Ｐのそれぞれの含有量は、０．００３質量％以上０．０２５質量％以下の範囲がより好ましい。
（チタン、ホウ素）
Ｔｉ及びＢは、鋳造時の凝固過程において、ＴｉＢ２などのホウ化物又はＡｌ３Ｔｉ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。これによりめっき性が改善する。また、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。但し、Ｔｉ及びＢの含有量の合計が０．００５質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｔｉ及びＢの含有量の合計が０．５００質量％を超過し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及びＢを添加する場合のＴｉ及びＢの含有量の合計は、０．００５質量％以上０．５００質量％以下の範囲が好ましく、０．０１０質量％以上０．１００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｔｉ及びＢは、鋳造時の凝固過程において、ＴｉＢ２などのホウ化物又はＡｌ３Ｔｉ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。これによりめっき性が改善する。また、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。但し、Ｔｉ及びＢの含有量の合計が０．００５質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｔｉ及びＢの含有量の合計が０．５００質量％を超過し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及びＢを添加する場合のＴｉ及びＢの含有量の合計は、０．００５質量％以上０．５００質量％以下の範囲が好ましく、０．０１０質量％以上０．１００質量％以下の範囲がより好ましい。
（その他の元素）
また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物（例えばＶ等）は、各々が０．０３％以下で、かつ合計で０．１５％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物（例えばＶ等）は、各々が０．０３％以下で、かつ合計で０．１５％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
（皮材の組成）
次に、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するクラッド材の皮材の合金成分及びその含有率について説明する。
次に、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するクラッド材の皮材の合金成分及びその含有率について説明する。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板では、ベア材のみでもめっき表面の優れた平滑性を得ることは可能であるが、第２相粒子が少ない皮材を心材の両面に付けることで、めっき表面がより平滑になる。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板では、皮材は、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金のいずれを用いてもよい。純Ａｌ及びＡｌ−Ｍｇ系合金は、他の合金に比べ、比較的粗大な第２相粒子が少なく、めっき性に優れる。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板に用いる純Ａｌの皮材は、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＣｕと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＺｎと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＳｉと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＦｅと、を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から構成されるものが好ましい。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板に用いるＡｌ−Ｍｇ系合金の皮材は、０．３質量％以上８．０質量％以下のＭｇと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＣｕと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＺｎと、０．０１０質量％以上０．３００質量％以下のＣｒと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＳｉと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＦｅと、を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から構成されるものが好ましい。
（磁気ディスク用アルミニウム合金基板の第２相粒子の分布状態）
次に、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板のクラッド材の心材及びベア材における第２相粒子の分布状態について説明する。
次に、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板のクラッド材の心材及びベア材における第２相粒子の分布状態について説明する。
３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子は、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。本発明の実施形態においては、クラッド材の心材又はベア材の金属組織中において、３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散することが好ましい。３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上の分布密度で分散することによって、十分な剛性が一層得られる。また、クラッド材の心材又はベア材の金属組織中において、３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散することによって、ベア材ではエッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制でき、めっき表面の平滑性が低下することを一層抑制することができる。また、クラッド材では、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制できる。そのため、クラッド材の心材又はベア材の金属組織中において、３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散することが好ましく、１０００個／ｍｍ２以上３００００個／ｍｍ２未満の分布密度で分散することがより好ましい。なお、アルミニウム合金基板中に存在する第２相粒子の最長径が３μｍ未満であればこの第２相粒子により発生する窪みなどは問題視されないため、分布密度の対象から除外する。
また、アルミニウム合金基板中に存在する１００μｍを超える最長径の第２相粒子は、０個／ｍｍ２であることが好ましい。１００μｍを超える最長径の第２相粒子が、１個／ｍｍ２以上であると、ベア材ではエッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生し平滑なめっき表面が得られない可能性がある。また、クラッド材ではエッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる可能性がある。なお、本発明において最長径とは、光学顕微鏡で観測される第２相粒子の平面画像において、まず、輪郭線上における一点と輪郭線上の他の点との距離の最大値を計測し、次に、この最大値を輪郭線上における全ての点について計測し、最後に、これら全最大値のうちから選択される最も大きなものをいう。
（磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法）
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造工程の各工程及びプロセス条件を詳細に説明する。
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造工程の各工程及びプロセス条件を詳細に説明する。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板のベア材を用いた磁気ディスクの製造方法を図１に示すフローを参照しながら説明する。ここで、アルミニウム合金の調製（ステップＳ１０１）〜冷間圧延（ステップＳ１０５）は、アルミニウム合金板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ１０６）〜磁性体の付着（ステップＳ１１１）は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクとする工程である。まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を製造する工程を説明する。
まず、上述の成分組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、常法にしたがって加熱・溶融することによって調製する（ステップＳ１０１）。つぎに、調製されたアルミニウム合金の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ１０２）。鋳造時の冷却速度は０．１〜１０００℃／ｓの範囲が好ましい。鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満だと最長径３〜１００μｍの第２相粒子の分散密度が５００００個／ｍｍ２を超え、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する可能性がある。一方、鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを越える場合は最長径３〜１００μｍの第２相粒子の分散密度が１００個／ｍｍ２未満となり、十分な剛性が得られない可能性がある。なお、鋳造時の冷却速度が高い方が微細な第２相粒子が密に分布して性能が安定するため、鋳造方法としてはＤＣ鋳造法よりも冷却速度が速いＣＣ法の方がより好ましい。つぎに、鋳造されたアルミニウム合金の均質化処理を実施する（ステップＳ１０３）。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４００〜５００℃で１時間以上等の条件で行うことが好ましい。つぎに、均質化処理をしたアルミニウム合金を熱間圧延し板材とする（ステップＳ１０４）。熱間圧延するに当たっては、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３００〜５００℃とし、熱間圧延終了温度は２６０〜４００℃とする。つぎに、熱間圧延した板を冷間圧延して１．０ｍｍ程度のアルミニウム合金板とする（ステップＳ１０５）。熱間圧延終了後は、冷間圧延によって所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度及び／又は板厚に応じて定めれば良く、圧延率を２０〜８０％とする。冷間圧延の前又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、３００〜４５０℃で０．１〜１０時間の条件で行うことが好ましく、連続式の加熱ならば、４００〜５００℃で０〜６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。
アルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、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Ｓ１０６）。つぎに、ディスクブランクを大気中にて３００℃以上４５０℃以下で３０分以上の加圧焼鈍を行い平坦化したアルミニウム合金基板を作成する（ステップＳ１０７）。つぎに、アルミニウム合金基板を切削加工、研削加工、脱脂、エッチングする（ステップＳ１０８）。つぎに、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Ｓ１０９）。つぎに、ジンケート処理した表面に下地処理（Ｎｉ−Ｐめっき）し、アルミニウム合金基盤を作成する（ステップＳ１１０）。つぎに、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Ｓ１１１）。
つぎに、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスクの製造方法を図２に示すフローを参照しながら説明する。ここで、アルミニウム合金の調製（ステップＳ２０１）〜冷間圧延（ステップＳ２０５）は、アルミニウム合金板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクとする工程である。
まず、心材、皮材に対し、上述の成分組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、常法にしたがって加熱・溶融することによって調製する（ステップＳ２０１）。つぎに、所望組成に配合されたアルミニウム合金の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ２０２−１）。つぎに、皮材用鋳塊の均質化処理を行い、熱間圧延して所望の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し所望の板厚とした心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする工程を行う（ステップＳ２０２−２）。
クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を圧延圧接法で製造する場合、心材には、例えば、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ）法等で調製した鋳塊を用いる。鋳造後、面削若しくは切削等の機械的除去及び／又はアルカリ洗浄等の化学的除去を行って酸化皮膜を除去しておくと、後の心材と皮材との圧接が良好になされる（ステップＳ２０２−１、Ｓ２０２−２）。
皮材はＤＣ鋳造法又はＣＣ法等で得た鋳塊を面削し、熱間圧延して所定寸法の板材とする。熱間圧延前に均質化処理は実施してもしなくても良いが、実施する場合には３５０℃以上５５０℃以下で１時間以上等の条件で行うことが好ましい。皮材を所望の厚さとするための熱間圧延をするに当たっては、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３５０℃以上５００℃以下とし、熱間圧延終了温度は２６０℃以上３８０℃以下とすることが好ましい。また、皮材を所望の厚さとするための熱間圧延後の素板を硝酸又は苛性ソーダ等で素洗いすると、当該熱間圧延で生成した酸化皮膜が除去され、心材との圧接が良好になされる（ステップＳ２０２−１、Ｓ２０２−２）。
本発明の実施形態において、心材と皮材とをクラッドするにあたり、皮材のクラッド率（クラッド材全厚さに対する皮材厚さの比率）は特に限定されるものではないが、必要な製品板強度及び／又は平坦度、研削量に応じて適宜定められ、３％以上３０％以下とするのが好ましく、５％以上２０％以下とするのがより好ましい。例えば、熱間圧延して板厚１５ｍｍ程度の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し板厚２７０ｍｍ程度の心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする。
つぎに、鋳造したアルミニウム合金の均質化処理をする（ステップＳ２０３）。心材と皮材との合わせ材の均質化処理を実施する場合には、例えば、４００℃以上５００℃以下で１時間以上等の条件で行うことが好ましい。
心材と皮材との合わせ材を均質化処理する際には、心材と皮材の界面の酸化皮膜の生成を極力抑制する必要がある。そのためには、酸化皮膜が生成し易い組成を有するアルミニウム合金を均質化処理する場合には、例えば、窒素ガス又はアルゴンガスなどの不活性ガス、一酸化炭素などの還元性ガス、真空などの減圧ガスなどの非酸化性雰囲気中で行うのが好ましい。
つぎに、均質化処理をしたアルミニウム合金を熱間圧延し板材とする（ステップＳ２０４）。熱間圧延を行うことで、心材と皮材がクラッドされる。熱間圧延を行うにあたっては、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３００℃以上５００℃以下が好ましく、熱間圧延終了温度は２６０℃以上４００℃以下が好ましい。なお、ここで板厚は３．０ｍｍ程度とする。
熱間圧延によって得られたアルミニウム合金板は、冷間圧延によって所望の製品板厚に仕上げられる（ステップＳ２０５）。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度及び／又は板厚に応じて定めれば良く、圧延率を２０％以上８０％以下が好ましい。
冷間圧延の前又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、３００℃以上４５０℃以下で０．１時間以上１０時間以下の条件で行うことが好ましい。なお、ここで板厚は１．０ｍｍ程度とする。
上述の各工程は何れも第２相粒子の生成に関係するが、本発明の実施形態に係る心材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の特性は、特にステップＳ２０２−１の心材の鋳造時における冷却速度が大きく影響している。心材の鋳造時の冷却速度は、所望の第２相粒子の分布を得るためには冷却速度は０．１℃／ｓ以上１０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
心材の鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満であると最長径３μｍ以上１００μｍ以下の第２相粒子の分布密度が５００００個／ｍｍ２を超え、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる可能性がある。一方、心材の鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを越えると最長径３μｍ以上１００μｍ以下の第２相粒子の分布密度が１００個／ｍｍ２未満となり、十分な剛性が得られない可能性がある。従って、心材の鋳造時の冷却速度は０．１℃／ｓ以上１０００℃／ｓ以下の範囲が好ましい。
本発明の実施形態において、心材と皮材をクラッドするには種々の方法が適用できる。例えば、ブレージングシートの製造等に通常使用される圧延圧接法が挙げられる。この圧延圧接法においては、心材と皮材の合わせ材に、均質化処理（ステップＳ２０３）、熱間圧延（ステップＳ２０４）、冷間圧延（ステップＳ２０５）をこの順序で施すことにより行われる。
クラッド材のアルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、ディスクブランクの作製（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）の工程を実施する。ディスクブランクの作製（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）の工程は、ベア材のアルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工する工程であるディスクブランクの作製（ステップＳ１０６）〜磁性体の付着（ステップＳ１１１）の工程と同様である。
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、本発明はこれに限定されるものではない。
（ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板）
まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。表１及び表２に示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ１０１）。表１及び表２中「−」は、測定限界値以下を示す。
まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。表１及び表２に示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ１０１）。表１及び表２中「−」は、測定限界値以下を示す。
つぎに、表３及び表４に示すように、合金Ｎｏ．Ａ１〜Ａ７、Ａ１１〜Ａ３６及びＡＣ１〜ＡＣ４は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ａ８〜Ａ１０は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ法により鋳造し鋳塊を作製した（ステップＳ１０２）。
合金Ｎｏ．Ａ１〜Ａ７、Ａ１１〜Ａ３６及びＡＣ１〜ＡＣ４の鋳塊は両面１５ｍｍの面削を行った。Ｎｏ．Ａ１〜Ａ９、Ａ１１〜Ａ３６及びＡＣ１〜ＡＣ４の合金は４８０℃で３時間の均質化処理を施した（ステップＳ１０３）。Ｎｏ．Ａ１〜Ａ８、Ａ１１〜Ａ３６及びＡＣ１〜ＡＣ４の合金は圧延開始温度４６０℃、圧延終了温度３４０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした（ステップＳ１０４）。Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ａ８〜Ａ３６及びＡＣ１〜ＡＣ４の合金の熱延板は４００℃で２時間の条件で焼鈍を行い冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ１０５）。前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ１０６）。
ディスクブランクを４００℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ１０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ１０８）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（上村工業製）により６５℃で１分のエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした。表面を整えたディスクブランク表面に、ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（上村工業製）を用いてジンケート処理を施した（ステップＳ１０９）。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（上村工業製））を用いてＮｉ−Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきした後羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））を行った（ステップＳ１１０）。
鋳造（ステップＳ１０２）工程後のアルミニウム合金鋳塊、冷延（ステップＳ１０５）工程後のアルミニウム合金板、研削加工（ステップＳ１０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ１１０）工程後のアルミニウム合金基盤について以下の評価を行った。
〔鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ１０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Dendrite Arm Spacing）を測定し、鋳造時の冷却速度を算出した。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、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
鋳造（ステップＳ１０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Dendrite Arm Spacing）を測定し、鋳造時の冷却速度を算出した。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、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔剛性〕
冷延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板を４００℃、３時間の条件で加熱した後、共振法によりヤング率を測定し、剛性の評価を行った。剛性の測定は、日本テクノプラス株式会社製のＪＥ−ＲＴ型の装置を用い室温で行った。ヤング率７５ＧＰａ以上のものを優良（◎印）とし、ヤング率７２ＧＰａ以上７５ＧＰａ未満のものを良好（○印）とし、ヤング率７２ＧＰａ未満のものを不良（×印）とした。
冷延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板を４００℃、３時間の条件で加熱した後、共振法によりヤング率を測定し、剛性の評価を行った。剛性の測定は、日本テクノプラス株式会社製のＪＥ−ＲＴ型の装置を用い室温で行った。ヤング率７５ＧＰａ以上のものを優良（◎印）とし、ヤング率７２ＧＰａ以上７５ＧＰａ未満のものを良好（○印）とし、ヤング率７２ＧＰａ未満のものを不良（×印）とした。
〔最長径３〜１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布密度〕
最長径３〜１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布密度（個／ｍｍ２）は、研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板断面を光学顕微鏡により４００倍で１ｍｍ２観察し、最長径３〜１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子を数え、分布密度を求めた。
最長径３〜１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布密度（個／ｍｍ２）は、研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板断面を光学顕微鏡により４００倍で１ｍｍ２観察し、最長径３〜１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子を数え、分布密度を求めた。
〔めっき表面の平滑性〕
Ｎｉ−Ｐめっき処理研磨（ステップＳ１１０）後のアルミニウム合金基盤の表面を光学顕微鏡により５００倍で１ｍｍ２観察し、最長径５μｍ以上の大きさのピットの個数を数え、単位面積当たりの個数（個数密度：個／ｍｍ２）を求めた。ピットが０〜１０個／ｍｍ２の場合を優良（◎印）とし、１０〜２０個／ｍｍ２の場合を良好（○印）、２０個／ｍｍ２を超える場合を不良（×印）とした。以上の評価結果を表５及び表６に示す。
Ｎｉ−Ｐめっき処理研磨（ステップＳ１１０）後のアルミニウム合金基盤の表面を光学顕微鏡により５００倍で１ｍｍ２観察し、最長径５μｍ以上の大きさのピットの個数を数え、単位面積当たりの個数（個数密度：個／ｍｍ２）を求めた。ピットが０〜１０個／ｍｍ２の場合を優良（◎印）とし、１０〜２０個／ｍｍ２の場合を良好（○印）、２０個／ｍｍ２を超える場合を不良（×印）とした。以上の評価結果を表５及び表６に示す。
表５及び表６に示すように、実施例１〜実施例４３では、めっき表面が平滑で高い剛性を有す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１〜比較例４は、めっき表面の平滑性又は剛性が劣っていた。比較例１は、Ｓｉの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。比較例２は、Ｓｉの含有量が多かったために粗大なＳｉ粒子が多く生成されたため、このＳｉ粒子がめっき前処理で脱落して大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が悪くなった。比較例３は、Ｆｅの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。比較例４は、Ｆｅの含有量が多かったために粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が多く生成されたため、この化合物がめっき前処理で脱落して大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が悪くなった。
（クラッド材磁気ディスク用アルミニウム合金基板）
次に、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
次に、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
表７〜表１０に示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ２０１）。表７及び表８はクラッド材の心材、表９及び表１０はクラッド材の皮材の成分組成を示す。表７〜表１０中「−」は測定限界値以下を示す。
表１１及び表１２に示すように、心材用鋳塊として合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ７、Ｂ１１〜Ｂ３６、ＢＣ１及びＢＣ２のアルミニウム合金溶湯は、ＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ｂ８〜Ｂ１０のアルミニウム合金溶湯は、ＣＣ法により鋳塊を作製した（ステップＳ２０２−１）。皮材用鋳塊は、全合金ＤＣ鋳造法により作製した。合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ７、Ｂ１１〜Ｂ３６、ＢＣ１及びＢＣ２の心材は、鋳塊の両面１５ｍｍの面削を行ない心材とした（ステップＳ２０２−２）。皮材は、鋳塊の両面１５ｍｍの面削を行い、大気中にて５２０℃で６時間の均質化処理をし、熱間圧延を行ない合金Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ７、Ｃ１１〜Ｃ３６、ＣＣ１及びＣＣ２は板厚１５ｍｍの熱間圧延板とし、合金Ｎｏ．Ｃ８〜Ｃ１０は板厚０．５ｍｍの熱間圧延板とした。その後、熱間圧延板を苛性ソーダで素洗いし皮材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とした。次に、４８０℃で３時間の均質化処理を施した（ステップＳ２０３）。圧延開始温度４６０℃、圧延終了温度３４０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした（ステップＳ２０４）。合金Ｎｏ．Ｂ７及びＣ７の合金以外の熱延板は４００℃で２時間の条件で焼鈍を行い冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ２０５）。前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ２０６）。
ディスクブランクを４００℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ２０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ２０８）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（上村工業製）により６５℃で１分のエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした。表面を整えたディスクブランク表面に、ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（上村工業製）を用いてダブルジンケート処理を施した（ステップＳ２０９）。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（上村工業製））を用いてＮｉ−Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきした後羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））を行った（ステップＳ２１０）。
前記鋳造（ステップＳ２０２−１）工程後の鋳塊、前記冷延（ステップＳ２０５）工程後のアルミニウム合金板、前記研削加工（ステップＳ２０８）工程後のアルミニウム合金基板、及び前記めっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基盤について以下の評価を行った。
〔心材用鋳塊の鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ２０２−１）後の鋳塊のＤＡＳを測定し、鋳造時の冷却速度を算出した。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、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
鋳造（ステップＳ２０２−１）後の鋳塊のＤＡＳを測定し、鋳造時の冷却速度を算出した。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、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
剛性、心材中の最長径３〜１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布、及びめっき表面の平滑性の評価は、ベア材と同様の方法で行った。以上の評価結果を表１３及び表１４に示す。
表１３及び表１４に示すように、実施例４４〜実施例８６では、めっき表面が平滑で高い剛性を有す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５及び比較例６は何れも剛性が劣っていた。比較例５は、Ｓｉの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。比較例６は、Ｆｅの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。
本発明は、本発明の広義の精神と範囲を逸脱することなく、様々な実施の形態及び変形が可能とされるものである。また、上述した実施の形態は、この発明を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。すなわち、本発明の範囲は、実施の形態ではなく、特許請求の範囲によって示される。そして、特許請求の範囲内及びそれと同等の発明の意義の範囲内で施される様々な変形が、この発明の範囲内とみなされる。
本出願は、２０１４年１０月３１日に出願された、日本国特許出願特願２０１４−２２３３８７号に基づく。本明細書中に日本国特許出願特願２０１４−２２３３８７号の明細書、特許請求の範囲、図面全体を参照として取り込むものとする。
本発明は、例えばコンピュータの記憶装置の磁気ディスクに好適に用いられる。
Claims (7)
- ５．２質量％以上２４．０質量％以下のＳｉと、
０．０１質量％以上３．００質量％以下のＦｅと、
を含有し、
残部Ａｌと不可避的不純物からなる、
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。 - ０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、
０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、
０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、
０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、
０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１又は２以上の元素をさらに含有する、
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。 - ０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎ、
をさらに含有する、
ことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - 含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ及びＢ、
をさらに含有する、
ことを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - ３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散する、
ことを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - 第２相粒子を含み、該第２相粒子の最長径が１００μｍ以下である、
ことを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - 両面に純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金からなる皮材がクラッドされる、
ことを特徴とする請求項１乃至６の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
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