JP6492218B1 - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度で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とその製造方法、及び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：０．１〜３．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」）、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：０．００３〜１．０００％、Ｚｎ：０．００５〜１．０００％を含有し、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下の分布密度で分散し、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が０個／ｍｍ２であり、Ｍｎ固溶量が０．０３％以上である磁気ディスク用アルミニウム合金板とその製造方法、及びこれを用いた磁気ディスク。【選択図】図１
Description
本発明は、高強度で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。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強度が低下してしまうため、アルミニウム合金基板の高強度化が求められている。
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。また、特許文献２では、アルミニウム合金板の強度向上に寄与するＭｇを多く含有させて、強度を向上させる方法が提案されている。
しかしながら、特許文献１に開示されている方法では、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Ｍｇを多く含有させる方法は、強度向上には効果的であるが、ディスク・フラッタは発生し易く、目標とする小さなディスク・フラッタ特性は得られてい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％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、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両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下の分布密度で分散し、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が０個／ｍｍ２であり、Ｍｎ固溶量が０．０３ｍａｓｓ％以上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、Ｓｉ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、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鋳造板を連続鋳造する連続鋳造工程と、鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記鋳造工程において、鋳造板とする鋳造部に溶湯を供給する樋を流れる溶湯量を１００ｋｇ／分以下とし、かつ、湯表面高さを３０ｍｍ以下とし、鋳造速度を０．４〜１．５ｍ／分と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では請求項５において、前記連続鋳造工程と冷間圧延工程との間に、鋳造板を３００〜４５０℃で０．５〜２４時間加熱処理する均質化処理工程を更に含むものとした。
本発明は請求項７では請求項５又は６において、前記冷間圧延の前又は途中において、鋳造板又は冷間圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含むものとした。
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含有量とＭｎ含有量、ならびに、Ｍｎ固溶量が、磁気ディスクの強度に大きな影響を与えることを見出した。また、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とＭｎ含有量、ならびに、金属組織として板厚方向における１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子について検討した結果、Ｆｅ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と略記する）、Ｍｎ：０．１〜３．０％を含有し、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下の分布密度で分散し、板厚中心部から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が０個／ｍｍ２であり、更に、Ｍｎ固溶量が０．０３％以上とした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、磁気ディスクの強度と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。
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−Ｍｎ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。
以下、本発明に係るＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ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。
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。
Ｍｎ：
Ｍｎは必須元素であり、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％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、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｎ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−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Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％の範囲とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２〜１．０％、より好ましくは０．２〜０．８％の範囲である。
Ｍｎは必須元素であり、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％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、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｎ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−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Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％の範囲とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２〜１．０％、より好ましくは０．２〜０．８％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。
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。
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、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｍｇ：０．１〜６．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．００％及びＺｒ：０．０１〜１．００％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。
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０．４％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、０．１〜０．４％の範囲とするのが好ましく、０．１〜０．３％の範囲とするのがより好ましい。
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０．４％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、０．１〜０．４％の範囲とするのが好ましく、０．１〜０．３％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３．０％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、０．１〜３．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜１．０％の範囲とするのがより好ましい。
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３．０％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、０．１〜３．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜１．０％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。
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。
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。
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。
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。
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。
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両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下の分布密度で分散しており、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子の分散密度が０個／ｍｍ２である。
なお、領域（Ａ）を図２に示します。図２において、領域（Ａ）は板厚中心面から板の両表面に向かい板厚方向に０．１ｍｍ＋０．１ｍｍ＝０．２ｍｍの領域であり、板厚（０．８ｍｍ）の２５％（｛０．２／０．８｝×１００）を占めている例を示します。また、領域（Ｂ）を図３に示します。図３において、領域（Ｂ）は板厚中心面から板の両表面に向かい板厚方向に０．２ｍｍ＋０．２ｍｍ＝０．４ｍｍの領域であり、板厚（０．８ｍｍ）の５０％（｛０．４／０．８｝×１００）を占めている例を示します。また、領域（Ｃ）を図４に示します。図４において、領域（Ｃ）は、領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた部分であり、領域（Ａ）を介して離間した二つの部分からなります。それぞれの部分は、板の表面に向かい板厚方向に０．２ｍｍ−０．１ｍｍ＝０．１ｍｍの領域です。
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、板厚中心部から板の両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下の分布密度で分散し、板厚中心部から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が０個／ｍｍ２の分布密度とすることにより、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、板厚中心部付近又はその周辺に粗大な第二相粒子が存在すると、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。
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両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２を超える場合は、粗大な第二相粒子が多数存在するため、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。なお、領域（Ａ）における上記第二相粒子の分布密度は、好ましくは２５個／ｍｍ２以下である。また、この第二相粒子の分布密度の下限値は特に限定されるものではないが、用いるアルミニウム合金や製造方法によって自ずと決まるものであり、本発明では１個／ｍｍ２程度である。
また、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が０個／ｍｍ２を超える、即ち、１個でも存在する場合は、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。上記のように、領域（Ａ）においては、粗大な第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下であれば存在していても支障はないが、領域（Ｃ）においては板厚中心面から離間する距離が大きいため、粗大な第二相粒子が平坦度に与える影響は大きく、粗大な第二相粒子が１個でも存在すると良好な平坦度が得られない。
なお、上記領域（Ａ）、（Ｃ）において、対象とする第二相粒子の最長径を１００μｍ以上３００μｍ以下とするのは以下の理由による。最長径が１００μｍ未満の第二相粒子は、大きさが小さいために平坦度に大きな影響を及ぼさない。一方、最長径が３００μｍを超える第二相粒子は、平坦度に影響を及ぼすというより、冷間圧延時に第二相粒子を起点として穴が開き磁気ディスクとしてそもそも不適となる。従って、対象とする第二相粒子の最長径を１００μｍ以上３００μｍ以下とするものである。
本発明において、第二相粒子の最長径とは、光学顕微鏡で観測される第二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云うものとする。
３．Ｍｎ固溶量
次に、本発明に係るアルミニウム合金板におけるＭｎ固溶量について説明する。
次に、本発明に係るアルミニウム合金板におけるＭｎ固溶量について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金板では、Ｍｎ固溶量を０．０３％以上と規定する。Ｍｎ固溶量が０．０３％以上の場合には、固溶強化によりアルミニウム合金板の耐力が向上する。アルミニウム合金板の耐力が低いと、搬送時や取付け時等において外力が加わることで変形し、フラッタリング特性が低下する。なお、Ｍｎ固溶量の上限は特に限定されるものではないが、合金組成や製造条件によって自ずと決まるものであり、本発明においては１．００％程度である。従って、Ｍｎ固溶量は０．０３％以上とする。Ｍｎ固溶量は、０．０５％以上とするのが好ましい。
４．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り変形する虞がある。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。
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り変形する虞がある。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
以下に、本発明に係るアルミニウム合金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。本発明に係るアルミニウム合金板及び磁気ディスクの製造方法を、図１に示すフローに従って説明する。ここで、アルミニウム合金溶湯の調製（ステップＳ１０１）〜冷間圧延（ステップＳ１０４）によって、アルミニウム合金基板が作製される（ステップＳ１０５）。
以下に、本発明に係るアルミニウム合金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。本発明に係るアルミニウム合金板及び磁気ディスクの製造方法を、図１に示すフローに従って説明する。ここで、アルミニウム合金溶湯の調製（ステップＳ１０１）〜冷間圧延（ステップＳ１０４）によって、アルミニウム合金基板が作製される（ステップＳ１０５）。
１．アルミニウム合金溶湯の調製及び鋳造
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・溶融することによって調製する（ステップＳ１０１）。次に、調製されたアルミニウム合金素材の溶湯から連続鋳造法（ＣＣ法）により、２．０〜１０．０ｍｍ程度の厚さのアルミニウム合金の薄板である鋳造板を連続鋳造（ＣＣ）法によって鋳造する（ステップＳ１０２）。
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・溶融することによって調製する（ステップＳ１０１）。次に、調製されたアルミニウム合金素材の溶湯から連続鋳造法（ＣＣ法）により、２．０〜１０．０ｍｍ程度の厚さのアルミニウム合金の薄板である鋳造板を連続鋳造（ＣＣ）法によって鋳造する（ステップＳ１０２）。
ここで、ＣＣ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、以下「ロール等」又は「鋳造板とする鋳造部」と記す）の間に鋳造ノズルを通して溶湯を供給し、ロール等からの抜熱でアルミニウム合金の鋳造板を直接鋳造する。このように、鋳造ノズルは上記鋳造板とする鋳造部の溶湯入側に設置されており、鋳造ノズルにはその手前に配置された樋によって溶解炉からの溶湯が供給される。ＣＣ法によるアルミニウム合金の鋳造板の鋳造においては、樋を流れる溶湯量を１００ｋｇ／分以下とし、かつ、湯表面高さを３０ｍｍ以下とし、かつ、鋳造速度を０．４〜１．５ｍ／分とする。このような条件で、鋳造することによって、板厚中心部付近又はその周辺部に存在する粗大な第二相粒子の個数を低減することが可能で、且つ、Ｍｎ固溶量を高めることができるため、フラッタリング特性と強度の向上効果を図ることができる。
ＣＣ法は、半連続鋳造（ＤＣ）法に比べて凝固時の冷却速度が大幅に速いが、板厚中心部付近又はその周辺部に粗大な第二相粒子が生成する虞がある。このような粗大な第二相粒子の生成を抑制するためには、上述のように、樋を流れる溶湯の湯表面高さ及び鋳造速度を制御する必要がある。
樋を流れる溶湯量が１００ｋｇ／分を超える場合には、溶湯の圧力が高くなり、ロール等により溶湯が冷却される際に不均一な冷却となる。その結果、上記領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、加圧焼鈍を行っても良好な平坦度を得ることが出来ず、磁気ディスク装置作動時の空気抵抗が大きくなってフラッタリング特性が低下する。従って、樋を流れる溶湯量は、１００ｋｇ／分以下と規定する。なお、この樋を流れる溶湯量は、５０ｋｇ／分以下とするのが好ましい。また、樋を流れる溶湯量の下限は特に限定されないが、１ｋｇ／分未満の場合には、溶湯の量が少ないため、溶湯温度が直ちに低下し、ロール等接触前に溶湯が固化してしまい鋳造を行うことが出来ない可能性がある。そのため、樋を流れる溶湯量は１ｋｇ／分以上が好ましい。一方、この樋を流れる溶湯の湯表面高さが、樋の底から３０ｍｍを超える場合には、溶湯の圧力が高くなり、ロール等により溶湯が冷却される際に不均一な冷却となる。その結果、上記領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、加圧焼鈍を行っても良好な平坦度を得ることが出来ず、磁気ディスク装置作動時の空気抵抗が大きくなってフラッタリング特性が低下する。従って、鋳造ロール等の溶湯入側に設置されたノズルの手前に配置された樋を流れる溶湯の湯表面高さは、樋の底から３０ｍｍ以下と規定する。なお、この溶湯の湯表面高さは、２５ｍｍ以下とするのが好ましい。なお、溶湯の湯表面高さの下限は特に限定されないが、５ｍｍ未満の場合には、溶湯の量が少ないため、溶湯温度が直ちに低下し、ロール等接触前に溶湯が固化してしまい鋳造を行うことが出来ない可能性がある。そのため、溶湯の湯表面高さは５ｍｍ以上が好ましい。
鋳造速度が０．４ｍ／分未満の場合には、鋳造速度が遅過ぎるため溶湯温度が直ちに低下する。その結果、ロール等接触前に溶湯が固化してしまい鋳造を行うことが出来ない。一方、鋳造速度が１．５ｍ／分を超える場合には、領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、加圧焼鈍を行っても良好な平坦度を得ることが出来す、磁気ディスク装置作動時の空気抵抗が大きくなってフラッタリング特性が低下する。また、鋳造速度が１．５ｍ／分を超える場合は、溶湯の冷却速度が遅くなるため、Ｍｎ固溶量が低下して十分な耐力を得ることが出来ない。従って、鋳造速度は０．４〜１．５ｍ／分と規定する。なお、この鋳造速度は、０．５〜１．２ｍ／分とするのが好ましい。
２．冷間圧延
次に、鋳造板を冷間圧延して（ステップＳ１０４）、１．８ｍｍから０．３５ｍｍ程度の厚さのアルミニウム合金板を作製する（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１０〜９５％とするのが好ましい。なお、冷間圧延の前、或いは、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℃以上３８０℃以下で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、３００℃以上６００℃以下で０〜６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。ここで、連続式において処理時間が０秒とは、処理温度に到達後に直ちに加熱を止めて冷却することを意味する。
次に、鋳造板を冷間圧延して（ステップＳ１０４）、１．８ｍｍから０．３５ｍｍ程度の厚さのアルミニウム合金板を作製する（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１０〜９５％とするのが好ましい。なお、冷間圧延の前、或いは、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℃以上３８０℃以下で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、３００℃以上６００℃以下で０〜６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。ここで、連続式において処理時間が０秒とは、処理温度に到達後に直ちに加熱を止めて冷却することを意味する。
３．均質化処理
次に、必要に応じて、連続鋳造工程と冷間圧延工程との間に鋳造板の均質化処理工程を実施してもよい（ステップＳ１０３）。均質化処理工程における加熱処理条件は、３００〜４５０℃で０．５〜２４時間、好ましくは３１０〜４４０℃で０．５〜２０時間である。
次に、必要に応じて、連続鋳造工程と冷間圧延工程との間に鋳造板の均質化処理工程を実施してもよい（ステップＳ１０３）。均質化処理工程における加熱処理条件は、３００〜４５０℃で０．５〜２４時間、好ましくは３１０〜４４０℃で０．５〜２０時間である。
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５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Ｓ１０６）と加圧平坦化処理（ステップＳ１０７）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Ｓ１０８）。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Ｓ１０６）。次に、ディスクブランクを大気中にて、例えば１００℃以上３５０℃未満で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Ｓ１０７）。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Ｓ１０８）。
次いで、ステップ５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Ｓ１０６）と加圧平坦化処理（ステップＳ１０７）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Ｓ１０８）。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Ｓ１０６）。次に、ディスクブランクを大気中にて、例えば１００℃以上３５０℃未満で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Ｓ１０７）。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Ｓ１０８）。
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８のアルミニウム合金基板の表面に脱脂、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Ｓ１０９）。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Ｓ１１０）。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）。
次いで、ステップ８のアルミニウム合金基板の表面に脱脂、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Ｓ１０９）。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Ｓ１１０）。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、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Ｓ１１０）。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Ｓ１１１）。
Ｅ．磁気ディスク
最後に、下地めっき処理した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によって磁気ディスクとする（ステップＳ１１２）。
最後に、下地めっき処理した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によって磁気ディスクとする（ステップＳ１１２）。
なお、冷間圧延（ステップＳ１０４）工程後のステップＳ１０５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及び固溶量が変化することはほぼない。従って、ステップＳ１０５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Ｓ１０７）工程後のステップＳ１０８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Ｓ１１０）工程後のステップＳ１１１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Ｓ１１２）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種やその分布及び固溶量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、５０ｎｍ以下であることが好ましく、３０ｎｍ以下であることがより好ましい。５０ｎｍ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。５０ｎｍ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。
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、５０ｎｍ以下であることが好ましく、３０ｎｍ以下であることがより好ましい。５０ｎｍ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。５０ｎｍ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。
また、フラッタリング特性は、ヘリウム中では、３０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以下であることがより好ましい。３０ｎｍ以下であればより高密度記録容量の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、後述の鋳造時の冷却速度を含めた鋳造方法、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〜表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〜表３中「−」は、測定限界値未満を示す。
次に、アルミニウム合金溶湯をＣＣ法によって鋳造して、板厚７ｍｍの鋳造板を作製した（ステップＳ１０２）。鋳造ロール等の溶湯入側に設置されたノズルの手前に配置された樋を流れる溶湯の樋の底からの湯表面高さ、鋳造速度を表４〜６に示す。なお、合金Ｎｏ．Ａ８〜Ａ１０及びＡＣ８〜ＡＣ１２については、３８０℃×３時間の均質化処理を施した（ステップＳ１０３）。
次に、均質化処理を施した、或いは、施さない全ての鋳造板を、冷間圧延により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延してアルミニウム合金板とした（ステップＳ１０４）。なお、実施例３〜６は、冷間圧延の途中（板厚３．０ｍｍ）に、実施例１１は冷間圧延の前に焼鈍処理を実施した。実施例３は、バッチ式の加熱炉で２００℃×９．５時間の条件で、実施例４は、バッチ式の加熱炉で３７０℃×０．１時間の条件で、実施例５は、連続式の加熱炉で３５０℃×６０秒の条件で、実施例６は、連続式の加熱炉で３９０℃×０秒の条件で、実施例１１は、バッチ式の加熱炉で２５０℃×３．０時間の条件で、焼鈍処理を実施した。このようにして、アルミニウム合金板を作製した（ステップＳ１０５）。このようにして作製した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）。
上記のようにして作製したディスクブランクを３７０℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ１０７）。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）を行ってアルミニウム合金基板を作製した（ステップＳ１０８）。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Ｓ１０９）。
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Ｓ１０９）。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１１．５μｍ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１．５μｍ））を行った（ステップＳ１１０）。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Ｓ１１１）。
冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板、或いは、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の各試料について以下の評価を行った。なお、比較例１４、１５、１８、１９では、鋳造前に溶湯が固化してしまい、鋳造を行うことができなかったため、評価は行っていない。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２、４〜１３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。
〔１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子の分布密度〕
冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板断面を研磨後、光学顕微鏡により１０００倍の倍率で１ｍｍ２の視野を観察し、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（Ｃ）の第二相粒子の分布密度（個／ｍｍ２）を算出した。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。なお、視野観察は、合計が１．０ｍｍ２となる複数の箇所について行ない、各視野における個数を合計して分布密度とした。結果を表７〜９示す。
冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板断面を研磨後、光学顕微鏡により１０００倍の倍率で１ｍｍ２の視野を観察し、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（Ｃ）の第二相粒子の分布密度（個／ｍｍ２）を算出した。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。なお、視野観察は、合計が１．０ｍｍ２となる複数の箇所について行ない、各視野における個数を合計して分布密度とした。結果を表７〜９示す。
〔Ｍｎ固溶量〕
Ｍｎ固溶量の測定は、冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板を用い、次の手順により行った。熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣から、アルミニウム合金板におけるＭｎ総析出量を分析測定し、Ｍｎ成分分析値から差し引いた値をＭｎ固溶量とした。つまり、アルミニウム合金に含有されるＭｎは、固溶状態のものと、第二相粒子として金属間化合物の状態のものとからなるものとして、後者を熱フェノール溶解抽出法により測定し、これを全Ｍｎ含有量から差し引いてＭｎ固溶量を求めるものである。なお、Ｍｎ析出量の分析方法については、「佐藤，泉：軽金属学会第６８回春期大会講演概要，（１９８５），５５．」の学術文献、「村松，松尾，小松ら：軽金属学会第７６回春期大会講演概要，（１９８９），５１．」の学術文献を参照して行なった。
Ｍｎ固溶量の測定は、冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板を用い、次の手順により行った。熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣から、アルミニウム合金板におけるＭｎ総析出量を分析測定し、Ｍｎ成分分析値から差し引いた値をＭｎ固溶量とした。つまり、アルミニウム合金に含有されるＭｎは、固溶状態のものと、第二相粒子として金属間化合物の状態のものとからなるものとして、後者を熱フェノール溶解抽出法により測定し、これを全Ｍｎ含有量から差し引いてＭｎ固溶量を求めるものである。なお、Ｍｎ析出量の分析方法については、「佐藤，泉：軽金属学会第６８回春期大会講演概要，（１９８５），５５．」の学術文献、「村松，松尾，小松ら：軽金属学会第７６回春期大会講演概要，（１９８９），５１．」の学術文献を参照して行なった。
熱フェノール溶解抽出法に関して説明する。アルミニウム合金板から２ｇの試験片を採取した。なお、試験片は、アルミニウム合金板から小片を切り出し、合計で２ｇとなるように秤量した。次いで、フェノール５０ｍｌを入れたビーカーをホットプレート上に載置してフェノールを１７０〜１８０℃に加熱した後、試験片を投入して溶解させた。次いで、上記溶液が入ったビーカーをホットプレート上から移して冷却した。次いで、固化防止のため、上記冷却した溶液にベンジルアルコールを添加した。次いで、上記ベンジルアルコールを添加した溶液を、ポリテトラフルオロエチレン製のメンブランフィルター（孔径０．１μｍ）により濾過し、第二相粒子を残渣として得た。次いで、この熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣中のＳｉを１０％−ＮａＯＨ溶液によって溶解させた後に、この溶液に王水（体積比で濃塩酸：濃硝酸＝３：１）を加えた混合液によってＭｎを溶解させた。このようにして、溶解したＳｉ、Ｍｎを含む混合液を得た。次いで、この混合液を誘導結合プラズマ発光分析法（ＩＣＰ）によって定量分析した。これにより、第二相粒子として析出したＭｎ析出量を求めた。
次に、熱フェノール溶解抽出法より得られたＭｎ析出量をＭｎ総析出量とし、アルミニウム合金板のＭｎ成分分析値からＭｎ総析出量を差し引いた値をＭｎ固溶量とて求めた。結果を表７〜９示す。
〔耐力〕
耐力は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板を３７０℃で３時間の焼鈍（加圧焼鈍模擬加熱）を行った後、圧延方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取してｎ＝２にて測定した。強度の評価は、耐力が８０ＭＰａ以上の場合をＡ（優）、６０ＭＰａ以上８０ＭＰａ未満をＢ（良）、６０ＭＰａ未満をＣ（劣）とした。結果を表７〜９示す。
耐力は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、冷間圧延（ステップＳ１０４）後のアルミニウム合金板を３７０℃で３時間の焼鈍（加圧焼鈍模擬加熱）を行った後、圧延方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取してｎ＝２にて測定した。強度の評価は、耐力が８０ＭＰａ以上の場合をＡ（優）、６０ＭＰａ以上８０ＭＰａ未満をＢ（良）、６０ＭＰａ未満をＣ（劣）とした。結果を表７〜９示す。
〔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板を設置し、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。
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板を設置し、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３００〜１５００Ｈｚの付近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、３０ｎｍ以下の場合をＡ（優）、３０ｎｍを超えて４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍを超えて５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。結果を表７〜９示す。
表７〜９に示すように、実施例１〜４２は良好な強度と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１〜２１では、強度とフラッタリング特性の少なくともいずれかい一方が劣っており、或いは、鋳造不可で、強度及びフラッタリング特性の評価を行うことができず、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では、Ｆｅ含有量が少な過ぎたため、強度及びフラッタリング特性が劣った。
比較例２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。また、領域（Ａ）における第二相粒子の分散密度が多過ぎた。
比較例３では、Ｍｎが含有されていなかったためＭｎ固溶量がなく、強度及びフラッタリング特性が劣った。
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。また、領域（Ａ）における第二相粒子の分散密度が多過ぎた。
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、１５では、樋を流れる溶湯量が多過ぎたため、領域（Ｃ）において１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が多数生成した。その結果、フラッタリング特性が劣った。
比較例１６、１７では、溶湯の湯表面高さが高過ぎたため、領域（Ｃ）において１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が多数生成した。その結果、フラッタリング特性が劣った。
比較例１８、１９では、鋳造速度が遅過ぎたため、鋳造前に溶湯が固化してしまい、鋳造を行うことができず、フラッタリング特性と強度の評価を行うことができなかった。
比較例２０、２１では、鋳造速度が速過ぎたため、領域（Ａ）において１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が多数生成した。その結果、フラッタリング特性が劣った。また、Ｍｎ固溶量が低過ぎたため、強度が劣った。
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、これを用いた磁気ディスクが得られる。
Claims (7)
- Ｆｅ：０．１０〜３．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、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両表面に向かい板厚の２５％以内を占める領域（Ａ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が５０個／ｍｍ２以下の分布密度で分散し、板厚中心面から板の両表面に向かい板厚の５０％以内を占める領域（Ｂ）から領域（Ａ）を除いた領域（Ｃ）において、１００μｍ以上３００μｍ以下の最長径を有する第二相粒子が０個／ｍｍ２であり、Ｍｎ固溶量が０．０３ｍａｓｓ％以上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。
- 前記アルミニウム合金が、Ｓｉ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、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。
- 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。
- 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。
- 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鋳造板を連続鋳造する連続鋳造工程と、鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記鋳造工程において、鋳造板とする鋳造部に溶湯を供給する樋を流れる溶湯量を１００ｋｇ／分以下とし、かつ、湯表面高さを３０ｍｍ以下とし、鋳造速度を０．４〜１．５ｍ／分と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。
- 前記連続鋳造工程と冷間圧延工程との間に、鋳造板を３００〜４５０℃で０．５〜２４時間加熱処理する均質化処理工程を更に含む、請求項５に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延の前又は途中において、鋳造板又は冷間圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含む、請求項５又は６に記載の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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