JP6908741B2 - 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート - Google Patents
磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート Download PDFInfo
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Description
本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートに関する。
情報のデジタル化やインターネットの普及に伴い大量のデジタルデータが取り扱われることとなり、データセンターを中心にハードディスクドライブ（ＨＤＤ）の大容量化が求められている。そして、ＨＤＤの大容量化を実現すべく、ＨＤＤ一台あたりの磁気ディスクの搭載枚数を増やすために、磁気ディスクの薄肉化が検討されている。
そして、磁気ディスクの薄肉化の検討では、３．５インチＨＤＤに搭載されている磁気ディスクの板厚を従来の約１．３ｍｍから、０．８ｍｍまたはそれ以下に薄くすることが提案されている。
ここで、磁気ディスクの薄肉化の課題として、落下時の衝撃によって磁気ディスクが変形してしまうことが挙げられる。加えて、大容量のＨＤＤとしては、外径の大きい３．５インチＨＤＤを用いるのが主流であるが、外径が大きくなるに伴い最大曲げ応力が低下し、変形し易くなる。
このような磁気ディスクの変形は、矯正焼鈍を行った後のブランクやサブストレートの耐衝撃性を向上させることで対応できる。しかしながら、ＨＤＤの大容量化、および、磁気ディスクの薄肉化に伴い、磁気ディスク用材料の耐衝撃性に要求されるレベルも高まっている。
このような磁気ディスクの変形は、矯正焼鈍を行った後のブランクやサブストレートの耐衝撃性を向上させることで対応できる。しかしながら、ＨＤＤの大容量化、および、磁気ディスクの薄肉化に伴い、磁気ディスク用材料の耐衝撃性に要求されるレベルも高まっている。
また、磁気ディスク用材料に対しては、例えば、サブストレートに無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理を行った後、ノジュールやガスピット、フクレなどのめっき欠陥が発生しない優れためっき性が要求されている。なお、めっき欠陥が発生すると、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が低下する。
このような磁気ディスク用材料に関して、次のような技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、結晶粒の微細化とめっきピット欠陥低減の相反する特性を同時に満たす磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。
例えば、特許文献１には、結晶粒の微細化とめっきピット欠陥低減の相反する特性を同時に満たす磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。
また、例えば、特許文献２には、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、かつ表面欠陥の少ない磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートが開示されている。
特許文献１では、磁気ディスク用のアルミニウム合金基板に関し、めっきピット欠陥の低減について検討されているものの、耐衝撃性については十分に検討されていない。
よって、特許文献１に記載の技術は、耐衝撃性に関して改善の余地が存在する。
よって、特許文献１に記載の技術は、耐衝撃性に関して改善の余地が存在する。
一方、特許文献２では、磁気ディスク用のブランクやサブストレートに関して、表面欠陥の低減だけでなく、耐衝撃性についても検討されている。
ただし、特許文献２に記載の技術は、比較的多くのＭｎをブランクやサブストレートに含有させており、このＭｎの含有量では、研削性（加工時の研削し易さ）が低下するおそれがある。
よって、特許文献２に記載の技術のようにＭｎの含有量を比較的多くすることなく、優れた耐衝撃性やＮｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性を発揮できる磁気ディスク用のブランクおよびサブストレートの創出が望まれている。
ただし、特許文献２に記載の技術は、比較的多くのＭｎをブランクやサブストレートに含有させており、このＭｎの含有量では、研削性（加工時の研削し易さ）が低下するおそれがある。
よって、特許文献２に記載の技術のようにＭｎの含有量を比較的多くすることなく、優れた耐衝撃性やＮｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性を発揮できる磁気ディスク用のブランクおよびサブストレートの創出が望まれている。
そこで、本発明は、耐衝撃性、および、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れる磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートを提供することを課題とする。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、を含有し、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．４０質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｍｎ：０質量％、であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下であり、耐力が１４０ＭＰａ以上である。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、心材と、前記心材の少なくとも一方の面に設けられる皮材と、を備え、前記皮材は、Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、を含有し、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．４０質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｍｎ：０質量％、であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下であり、耐力が１４０ＭＰａ以上である。
このような構成によれば、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、耐衝撃性、および、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れたものとなる。
また、このような構成によれば、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、より優れた耐衝撃性を発揮することができる。
本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、耐衝撃性、および、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れる。
以下、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク（以下、単にブランクともいう）および磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート（以下、単にサブストレートともいう）を実施するための形態について、詳細に説明する。
［ブランク］
本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ、Ｃｒを所定量含有し、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉが所定量未満または所定量以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。
また、本実施形態に係るブランクは、表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが所定値以下であり、耐力が所定値以上であるのが好ましい。
以下、各構成について詳細に説明する。
本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ、Ｃｒを所定量含有し、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉが所定量未満または所定量以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。
また、本実施形態に係るブランクは、表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが所定値以下であり、耐力が所定値以上であるのが好ましい。
以下、各構成について詳細に説明する。
（Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下）
Ｍｇは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。Ｍｇ量が５．０質量％未満であると、十分な耐力を得ることができず、ブランクの耐衝撃性が低下する。一方、Ｍｇ量が７．０質量％を超えると、高温での割れ感受性が高くなる。そのため、熱間圧延中に割れが生じ易くなり圧延が困難になる。
したがって、Ｍｇ量は５．０質量％以上７．０質量％以下とする。Ｍｇ量は、より高い耐力を得る観点から、好ましくは５．５質量％以上、より好ましくは６．０質量％以上である。また、Ｍｇ量は、高温での割れ感受性を低くする観点から、好ましくは６．５質量％以下である。
Ｍｇは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。Ｍｇ量が５．０質量％未満であると、十分な耐力を得ることができず、ブランクの耐衝撃性が低下する。一方、Ｍｇ量が７．０質量％を超えると、高温での割れ感受性が高くなる。そのため、熱間圧延中に割れが生じ易くなり圧延が困難になる。
したがって、Ｍｇ量は５．０質量％以上７．０質量％以下とする。Ｍｇ量は、より高い耐力を得る観点から、好ましくは５．５質量％以上、より好ましくは６．０質量％以上である。また、Ｍｇ量は、高温での割れ感受性を低くする観点から、好ましくは６．５質量％以下である。
（Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下）
Ｃｒは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。そして、Ｃｒは、鋳造時に微細な化合物として晶出し、また、均質化熱処理時に微細な化合物として析出し、均質化熱処理時および熱間圧延処理時の結晶粒の成長を抑制する。さらに、Ｃｒは、再結晶粒の異常成長を抑え、組織を均質化する効果がある。Ｃｒ量が０．０５質量％未満であると、これらの効果を得られない。一方、Ｃｒ量が０．３５質量％を超えると、結晶粒の成長を抑制する効果が過剰となり、矯正焼鈍後の再結晶組織が等軸状にならず、圧延方向に伸びた状態となる。これにより、当該組織の異方性が大きくなり、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が悪化する。また、Ｃｒ量が０．３５質量％を超えると、鋳造時に初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、また、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、Ｎｉ−Ｐめっき後の表面研削工程などでこれらが脱落して、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のピット発生の原因となる。
したがって、Ｃｒ量は０．０５質量％以上０．３５質量％以下とする。Ｃｒ量は、前記した各効果を十分に得る観点から、好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１５質量％以上、さらに好ましくは０．２０質量％以上である。また、Ｃｒ量は、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｃｒは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。そして、Ｃｒは、鋳造時に微細な化合物として晶出し、また、均質化熱処理時に微細な化合物として析出し、均質化熱処理時および熱間圧延処理時の結晶粒の成長を抑制する。さらに、Ｃｒは、再結晶粒の異常成長を抑え、組織を均質化する効果がある。Ｃｒ量が０．０５質量％未満であると、これらの効果を得られない。一方、Ｃｒ量が０．３５質量％を超えると、結晶粒の成長を抑制する効果が過剰となり、矯正焼鈍後の再結晶組織が等軸状にならず、圧延方向に伸びた状態となる。これにより、当該組織の異方性が大きくなり、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が悪化する。また、Ｃｒ量が０．３５質量％を超えると、鋳造時に初晶として粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、また、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、Ｎｉ−Ｐめっき後の表面研削工程などでこれらが脱落して、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のピット発生の原因となる。
したがって、Ｃｒ量は０．０５質量％以上０．３５質量％以下とする。Ｃｒ量は、前記した各効果を十分に得る観点から、好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１５質量％以上、さらに好ましくは０．２０質量％以上である。また、Ｃｒ量は、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．３０質量％以下である。
（Ｃｕ：０．１０質量％以下）
Ｃｕは、ブランクのＮｉ−Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｃｕは、ブランク中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｃｕを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。ただし、Ｃｕ量が０．１０質量％を超えると、粒界にＣｕが析出するため、めっき前処理の酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、ピットが生じるとともに、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。
したがって、Ｃｕ量は０．１０質量％以下とする。そして、Ｃｕ量は、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．０５質量％以下である。なお、Ｃｕ量は、前記した効果を十分に得る観点から、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．０４質量％以上である。
Ｃｕは、ブランクのＮｉ−Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｃｕは、ブランク中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｃｕを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。ただし、Ｃｕ量が０．１０質量％を超えると、粒界にＣｕが析出するため、めっき前処理の酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、ピットが生じるとともに、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。
したがって、Ｃｕ量は０．１０質量％以下とする。そして、Ｃｕ量は、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．０５質量％以下である。なお、Ｃｕ量は、前記した効果を十分に得る観点から、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．０４質量％以上である。
（Ｚｎ：０．４０質量％以下）
ＺｎはＣｕと同様、ブランクのＮｉ−Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｚｎは、ブランク中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｚｎを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。また、Ｚｎ量の増加に伴ってＺｎがブランク中に均一に析出し、サブストレートに対して行うめっき前処理の酸エッチング処理において、エッチング起点およびジンケート処理時のＺｎイオン析出拠点となりやすくなる。このため、Ｚｎを含むことで結晶粒による段差を抑制する効果を発揮することができる。ただし、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴い、めっき前処理として行う酸エッチング処理で形成されるピットも大きくなる。そのため、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が低下する。さらに、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が析出するため、めっき前処理として行う酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。また、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物も溶解してピットとなり、それがめっき後も残存する。
したがって、Ｚｎ量は、０．４０質量％以下とする。そして、Ｚｎ量は、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．３３質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。なお、Ｚｎ量は、前記した各効果を十分に得る観点から、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。
ＺｎはＣｕと同様、ブランクのＮｉ−Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｚｎは、ブランク中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｚｎを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。また、Ｚｎ量の増加に伴ってＺｎがブランク中に均一に析出し、サブストレートに対して行うめっき前処理の酸エッチング処理において、エッチング起点およびジンケート処理時のＺｎイオン析出拠点となりやすくなる。このため、Ｚｎを含むことで結晶粒による段差を抑制する効果を発揮することができる。ただし、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴い、めっき前処理として行う酸エッチング処理で形成されるピットも大きくなる。そのため、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が低下する。さらに、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が析出するため、めっき前処理として行う酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。また、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物も溶解してピットとなり、それがめっき後も残存する。
したがって、Ｚｎ量は、０．４０質量％以下とする。そして、Ｚｎ量は、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．３３質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。なお、Ｚｎ量は、前記した各効果を十分に得る観点から、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。
（Ｍｎ：０．１０質量％未満（０質量％を含む））
Ｍｎは、添加量の増加とともにブランクの鏡面加工などにおける研削レートを低下させる。Ｍｎ量が０．１０質量％以上であると、研削レートが低下し、研削性が低下する。
したがって、Ｍｎ量は０．１０質量％未満とする。Ｍｎ量は、研削性をより向上させる観点から、好ましくは０．０６質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下、さらに好ましくは０質量％である。なお、Ｍｎ量に下限を設ける場合は０．０００１質量％とすることができる。
Ｍｎは、添加量の増加とともにブランクの鏡面加工などにおける研削レートを低下させる。Ｍｎ量が０．１０質量％以上であると、研削レートが低下し、研削性が低下する。
したがって、Ｍｎ量は０．１０質量％未満とする。Ｍｎ量は、研削性をより向上させる観点から、好ましくは０．０６質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下、さらに好ましくは０質量％である。なお、Ｍｎ量に下限を設ける場合は０．０００１質量％とすることができる。
（Ｆｅ：０．０２５質量％以下）
Ｆｅは、通常、地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、鋳造工程でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を晶出させる。Ｆｅ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削などの鏡面加工時にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が酸エッチング処理によって溶解し、ピットが形成されることがある。このようにしてできたピットは、めっき処理によって形成されるめっき膜の表面の平滑性を低下させるおそれがある。
したがって、Ｆｅ量は０．０２５質量％以下とする。Ｆｅ量は、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を小さくする観点から、好ましくは０．０２２質量％以下、より好ましくは０．０１７質量％以下である。
Ｆｅは、通常、地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、鋳造工程でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を晶出させる。Ｆｅ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削などの鏡面加工時にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が酸エッチング処理によって溶解し、ピットが形成されることがある。このようにしてできたピットは、めっき処理によって形成されるめっき膜の表面の平滑性を低下させるおそれがある。
したがって、Ｆｅ量は０．０２５質量％以下とする。Ｆｅ量は、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を小さくする観点から、好ましくは０．０２２質量％以下、より好ましくは０．０１７質量％以下である。
前記したように、Ｆｅは地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するため、０質量％とするのは非常に困難である。Ｆｅ量を０．００５質量％未満とするには高純度な地金を用いる必要があり、非常に高コストとなるため現実的ではない。なお、Ｆｅ量は０質量％とするのが好ましいが、０．００５質量％以上０．０２５質量％以下の範囲であれば、研削性や耐力の向上効果、再結晶粒を微細化させてジンケート処理の均質性を向上させる効果が期待できる。そのため、コストの観点およびこれらの効果を得る観点からＦｅ量に下限を設ける場合は０．００５質量％とすることができ、０．０１０質量％とすることができる。
なお、Ｆｅは０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。
なお、Ｆｅは０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。
（Ｓｉ：０．０２５質量％以下）
Ｓｉは、通常、地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、Ａｌ合金の鋳塊を鋳造する工程などにおいて、Ａｌ合金の鋳塊や板表面にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削などの鏡面加工時にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が、めっき前処理の酸エッチング処理によって溶解され、ピットが形成されることがある。すなわち、Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、めっき面のピット数が多くなる（つまり、表面欠陥が多くなる）。Ｓｉ量を０．０２５質量％以下とすることによって、このような事態を避けることができる。
したがって、Ｓｉ量は０．０２５質量％以下とする。Ｓｉ量は、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を小さくする観点から、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
Ｓｉは、通常、地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、Ａｌ合金の鋳塊を鋳造する工程などにおいて、Ａｌ合金の鋳塊や板表面にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削などの鏡面加工時にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が、めっき前処理の酸エッチング処理によって溶解され、ピットが形成されることがある。すなわち、Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、めっき面のピット数が多くなる（つまり、表面欠陥が多くなる）。Ｓｉ量を０．０２５質量％以下とすることによって、このような事態を避けることができる。
したがって、Ｓｉ量は０．０２５質量％以下とする。Ｓｉ量は、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を小さくする観点から、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
Ｓｉは含有しない方が好ましい成分であるが、前記したように地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するため、０質量％とするのは非常に困難である。Ｓｉ量を０．００５質量％未満とするには高純度な地金を用いる必要があり、非常に高コストとなるため現実的ではない。したがって、Ｓｉ量は０．０２５質量％以下とするものであるが、コストの観点からＳｉ量に下限を設ける場合は０．００５質量％とすることができ、０．００８質量％とすることができる。
なお、Ｓｉは０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。
なお、Ｓｉは０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。
（残部がＡｌおよび不可避的不純物）
本実施形態に係るブランクを構成する化学成分の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物は、材料の溶解時に不可避的に混入する不純物であり、ブランクの諸特性を害さない範囲で含有される。不可避的不純物としては、例えば、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。また、前記したＣｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉも不可避的不純物として含有されていてもよい。
これらの不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。したがって、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で積極的に添加された場合であっても、本発明の効果を妨げない（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる）。
本実施形態に係るブランクを構成する化学成分の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物は、材料の溶解時に不可避的に混入する不純物であり、ブランクの諸特性を害さない範囲で含有される。不可避的不純物としては、例えば、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。また、前記したＣｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉも不可避的不純物として含有されていてもよい。
これらの不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。したがって、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で積極的に添加された場合であっても、本発明の効果を妨げない（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる）。
なお、本実施形態に係るブランクの化学成分は、例えば、Ａｌ合金を溶解する際に添加する元素の添加量を適宜調節することによって行うことができる。また、不可避的不純物の含有量の調整（規制）は、例えば、三層電解法により精錬した地金を使用したり、偏析法を利用してこれらを排除したりすることによって行うことができる。
（Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ：３μｍ以下）
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の上にはＮｉ−Ｐめっき膜が成長せず、その周囲から成長したＮｉ−Ｐめっき膜がこの金属間化合物上を覆うこととなる。このため、Ｎｉ−Ｐめっき膜とアルミニウム合金基板との界面にＮｉ−Ｐめっき液などが残った空孔が形成され、Ｎｉ−Ｐめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際における加熱などにより、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。この現象は、特に最大長さが３μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在した場合に著しい。また、最大長さが３μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、ブランクの鏡面加工などにおける研削レートを低下させる。
したがって、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは３μｍ以下とする。Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性および研削性を向上させる観点から、好ましくは２μｍ以下である。なお、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは小さいほど好ましく、下限については特に規定されるものではないが、例えば、０．５μｍである。
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の上にはＮｉ−Ｐめっき膜が成長せず、その周囲から成長したＮｉ−Ｐめっき膜がこの金属間化合物上を覆うこととなる。このため、Ｎｉ−Ｐめっき膜とアルミニウム合金基板との界面にＮｉ−Ｐめっき液などが残った空孔が形成され、Ｎｉ−Ｐめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際における加熱などにより、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。この現象は、特に最大長さが３μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在した場合に著しい。また、最大長さが３μｍを超える粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物は、ブランクの鏡面加工などにおける研削レートを低下させる。
したがって、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは３μｍ以下とする。Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性および研削性を向上させる観点から、好ましくは２μｍ以下である。なお、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは小さいほど好ましく、下限については特に規定されるものではないが、例えば、０．５μｍである。
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは、Ｓｉの含有量、均質化熱処理の条件（特に温度）、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間によって制御することができる。なお、後述するサブストレートのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さについても同様である。
Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さについては、以下の方法によって測定することができる。
例えば、まず、ブランク表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面をＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ−５５００）と粒子解析ソフト（ディスク表面検査ソフトウェア Ver.2.0）を用いて、１０００倍の倍率で２０視野（合計０．２ｍｍ２）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得る。閾値を灰色のマトリックス部に設定して、マトリックス部（母相）よりも黒く写っている部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物とみなして、各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長（粒子の輪郭線上の任意の２点間の距離の最大値）を測定する。そして、得られた各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長のうち、最も大きな長さを「Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」とする。
例えば、まず、ブランク表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面をＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ−５５００）と粒子解析ソフト（ディスク表面検査ソフトウェア Ver.2.0）を用いて、１０００倍の倍率で２０視野（合計０．２ｍｍ２）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得る。閾値を灰色のマトリックス部に設定して、マトリックス部（母相）よりも黒く写っている部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物とみなして、各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長（粒子の輪郭線上の任意の２点間の距離の最大値）を測定する。そして、得られた各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長のうち、最も大きな長さを「Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」とする。
（耐力：１４０ＭＰａ以上）
ブランクは、製造過程において矯正焼鈍が行われる。矯正焼鈍を行って製造された本実施形態に係るブランクの耐力は１４０ＭＰａ以上であるのが好ましい。矯正焼鈍の条件としては、例えば、３００〜４００℃で２〜７時間保持するという条件が挙げられる。
ブランクの耐力を１４０ＭＰａ以上とすることによって、板厚を約０．８ｍｍまたはそれ以下に薄肉化した場合でも十分な耐衝撃性とハンドリング時の変形防止効果とを得ることができる。そして、耐衝撃性をさらに向上させる観点から、ブランクの耐力は、１４３ＭＰａ以上が好ましく、１５５ＭＰａ以上がより好ましく、１６０ＭＰａ以上がさらに好ましい。なお、耐力の上限については特に規定されるものではないが、例えば、２２０ＭＰａである。
ブランクは、製造過程において矯正焼鈍が行われる。矯正焼鈍を行って製造された本実施形態に係るブランクの耐力は１４０ＭＰａ以上であるのが好ましい。矯正焼鈍の条件としては、例えば、３００〜４００℃で２〜７時間保持するという条件が挙げられる。
ブランクの耐力を１４０ＭＰａ以上とすることによって、板厚を約０．８ｍｍまたはそれ以下に薄肉化した場合でも十分な耐衝撃性とハンドリング時の変形防止効果とを得ることができる。そして、耐衝撃性をさらに向上させる観点から、ブランクの耐力は、１４３ＭＰａ以上が好ましく、１５５ＭＰａ以上がより好ましく、１６０ＭＰａ以上がさらに好ましい。なお、耐力の上限については特に規定されるものではないが、例えば、２２０ＭＰａである。
ブランクの耐力は、Ｍｇ、Ｃｒの含有量により制御することができる。なお、後述するサブストレートの耐力についても同様である。
耐力などの機械的特性は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠してブランクまたはサブストレートから試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことによって求めることができる。
［サブストレート］
本実施形態に係るサブストレートは、前記した本実施形態に係るブランクの端面を切削加工（端面加工）し、表面（主面）を研削加工（鏡面加工）することにより製造されるものである。
なお、サブストレートは、グラインドサブストレートと呼称されることもある。
本実施形態に係るサブストレートは、前記した本実施形態に係るブランクの端面を切削加工（端面加工）し、表面（主面）を研削加工（鏡面加工）することにより製造されるものである。
なお、サブストレートは、グラインドサブストレートと呼称されることもある。
本実施形態に係るサブストレートは、前記した本実施形態に係るブランクと同様の化学組成および構成を有している。そのため、サブストレートとして必要な機械的特性を備えており、ハンドリング時に基板が歪み難いことは勿論、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れている。したがって、本実施形態に係るサブストレートは、例えば、３．５インチＨＤＤに好適に用いることができる。また、このように耐衝撃性に優れており、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れている本実施形態に係るサブストレートは、例えば、モバイル用の２．５インチＨＤＤに適用された場合も同様に優れた前記特性を示す（前記したブランクも同様である）。
なお、サブストレートの化学成分、耐力、および、金属間化合物に関する数値範囲は、前記したブランクの場合と同様である。
なお、サブストレートの化学成分、耐力、および、金属間化合物に関する数値範囲は、前記したブランクの場合と同様である。
［ブランクの製造方法］
次に、本実施形態に係るブランクの製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係るブランクは、一部の条件を除き、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備によって製造することができる。例えば、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理を施された鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板を得る熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る冷間圧延工程と、冷間圧延して得られたアルミニウム合金板を円環状に打ち抜く打ち抜き工程と、打ち抜かれた基板に矯正焼鈍を施す矯正焼鈍工程とを、この順に含む製造方法によって、ブランクを製造することができる。なお、必要に応じて、冷間圧延工程の前または冷間圧延工程の途中に中間焼鈍を行ってもよい。
以下、各工程について詳細に説明する。
次に、本実施形態に係るブランクの製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係るブランクは、一部の条件を除き、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備によって製造することができる。例えば、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理を施された鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板を得る熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る冷間圧延工程と、冷間圧延して得られたアルミニウム合金板を円環状に打ち抜く打ち抜き工程と、打ち抜かれた基板に矯正焼鈍を施す矯正焼鈍工程とを、この順に含む製造方法によって、ブランクを製造することができる。なお、必要に応じて、冷間圧延工程の前または冷間圧延工程の途中に中間焼鈍を行ってもよい。
以下、各工程について詳細に説明する。
（鋳造工程）
鋳造工程では、原料を溶解し、公知の鋳造法によって鋳造する。鋳造工程においてＡｌ合金を溶解する際、アルゴン（Ａｒ）などの不活性ガスを溶湯中に吹き込んで脱水素処理を行うのが好ましい。また、３０〜８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で鋳塊を製造するのが好ましい。鋳造温度は、例えば、６８０〜７２０℃とするのが好ましい。
鋳造工程では、原料を溶解し、公知の鋳造法によって鋳造する。鋳造工程においてＡｌ合金を溶解する際、アルゴン（Ａｒ）などの不活性ガスを溶湯中に吹き込んで脱水素処理を行うのが好ましい。また、３０〜８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で鋳塊を製造するのが好ましい。鋳造温度は、例えば、６８０〜７２０℃とするのが好ましい。
（均質化熱処理工程）
均質化熱処理工程では、Ａｌ合金の鋳塊を面削した後、例えば、５００〜５５０℃で１〜２０時間行う。このような条件で均質化熱処理を行うと、Ｍｇ２ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を十分に固溶させることができる。均質化熱処理の温度が５００℃未満であると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。一方、均質化熱処理の温度が５５０℃を超えると、鋳塊の表面が溶融してしまう。均質化熱処理の時間は特に規定されるものではないが、より好ましくは４時間以上である。面削量は、偏析の程度を勘案して適宜変更することができるが、その量は片面当たり、例えば３〜２０ｍｍの範囲が好ましい。
均質化熱処理工程では、Ａｌ合金の鋳塊を面削した後、例えば、５００〜５５０℃で１〜２０時間行う。このような条件で均質化熱処理を行うと、Ｍｇ２ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を十分に固溶させることができる。均質化熱処理の温度が５００℃未満であると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。一方、均質化熱処理の温度が５５０℃を超えると、鋳塊の表面が溶融してしまう。均質化熱処理の時間は特に規定されるものではないが、より好ましくは４時間以上である。面削量は、偏析の程度を勘案して適宜変更することができるが、その量は片面当たり、例えば３〜２０ｍｍの範囲が好ましい。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、熱間圧延開始温度を５４０℃以下とし、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３０分以内とする。このような条件で熱間圧延を行うと、熱間圧延終了時までＭｇ２ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化したり、析出したりしないようにすることができる。
熱間圧延開始温度が５４０℃を超えると、熱間圧延中に割れが発生する。熱間圧延開始温度は、熱間圧延中の割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは５３０℃以下である。また、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が３０分を超えると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間は、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の粗大化をより抑制する観点から、好ましくは１０分以内、より好ましくは５分以内である。
熱間圧延工程では、熱間圧延開始温度を５４０℃以下とし、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３０分以内とする。このような条件で熱間圧延を行うと、熱間圧延終了時までＭｇ２ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化したり、析出したりしないようにすることができる。
熱間圧延開始温度が５４０℃を超えると、熱間圧延中に割れが発生する。熱間圧延開始温度は、熱間圧延中の割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは５３０℃以下である。また、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が３０分を超えると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間は、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の粗大化をより抑制する観点から、好ましくは１０分以内、より好ましくは５分以内である。
なお、熱間圧延終了温度が３００℃未満であると、その後の冷間圧延工程でリューダース模様が生じる。リューダース模様は研削後の表面には残らないため、磁気ディスクとしての機能は損なわないが、研削前のＡｌ合金板やブランクの美観が損なわれる。したがって、これを防止するため、熱間圧延終了温度は３００℃以上とするのが好ましい。
（冷間圧延工程）
冷間圧延工程では、目標とするブランクの板厚となるように行う。具体的な板厚としては、例えば、０．５〜１．３ｍｍが挙げられる。なお、必要に応じて、冷間圧延の前、または、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行ってもよい。
冷間圧延工程では、目標とするブランクの板厚となるように行う。具体的な板厚としては、例えば、０．５〜１．３ｍｍが挙げられる。なお、必要に応じて、冷間圧延の前、または、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行ってもよい。
（打ち抜き工程）
打ち抜き工程では、冷間圧延を行った板材を必要に応じて調質した後、例えば、３．５インチＨＤＤ用の基板、２．５インチＨＤＤ用の基板に適用できるように、アルミニウム合金板を所望の形状に打ち抜く。
打ち抜き工程では、冷間圧延を行った板材を必要に応じて調質した後、例えば、３．５インチＨＤＤ用の基板、２．５インチＨＤＤ用の基板に適用できるように、アルミニウム合金板を所望の形状に打ち抜く。
（矯正焼鈍工程）
矯正焼鈍工程では、数十枚の円盤状板材を高い平坦度を有するスペーサ間に積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍する。一般的に、この加圧焼鈍をした後に、一枚ずつ剥離したものをブランクという。
矯正焼鈍の条件としては、例えば、３００〜４００℃で２〜７時間保持するという条件が挙げられる。
矯正焼鈍工程では、数十枚の円盤状板材を高い平坦度を有するスペーサ間に積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍する。一般的に、この加圧焼鈍をした後に、一枚ずつ剥離したものをブランクという。
矯正焼鈍の条件としては、例えば、３００〜４００℃で２〜７時間保持するという条件が挙げられる。
［サブストレートの製造方法］
本実施形態に係るサブストレートは、例えば、ブランクの端面を切削する切削加工（端面加工）と、ブランクの表面（主面）を研削する研削加工（鏡面加工）と、を施す製造方法によって、サブストレートを製造することができる。
本実施形態に係るサブストレートは、例えば、ブランクの端面を切削する切削加工（端面加工）と、ブランクの表面（主面）を研削する研削加工（鏡面加工）と、を施す製造方法によって、サブストレートを製造することができる。
［磁気ディスクおよびその製造方法］
磁気ディスクの製造方法は、まず、サブストレートの表面を酸エッチング処理し、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成した後、その表面を研磨する（なお、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成したサブストレートは、めっきサブストレートと呼称されることもある）。次いで、このサブストレートの表面に、磁気特性を高めるための下地膜、Ｃｏ基合金からなる磁性膜、および、磁性膜を保護するためのＣ（カーボン）からなる保護膜などをスパッタリングなどにより形成することで、磁気ディスクを製造することができる。
前記した無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜、下地膜、磁性膜、保護膜の形成は、磁気ディスクを製造するにあたって一般的に実施される条件で行うことができる。
磁気ディスクの製造方法は、まず、サブストレートの表面を酸エッチング処理し、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成した後、その表面を研磨する（なお、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成したサブストレートは、めっきサブストレートと呼称されることもある）。次いで、このサブストレートの表面に、磁気特性を高めるための下地膜、Ｃｏ基合金からなる磁性膜、および、磁性膜を保護するためのＣ（カーボン）からなる保護膜などをスパッタリングなどにより形成することで、磁気ディスクを製造することができる。
前記した無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜、下地膜、磁性膜、保護膜の形成は、磁気ディスクを製造するにあたって一般的に実施される条件で行うことができる。
そして、ブランクおよびサブストレートを製造するに際して、例えば、特許第３４７１５５７号公報や特許第５１９９７１４号公報に記載されている製造条件を参照することもできる。
なお、前記したように、本実施形態におけるブランクとサブストレートの主な違いは、研削加工（鏡面加工）を行っているか否かである。そのため、サブストレートに対して行った耐力の測定結果、金属間化合物の測定結果はそのままブランクの測定結果とみなすことができ、その逆も同様である。
（その他の工程）
本実施形態に係るブランク、サブストレート、および、磁気ディスクの製造方法は、以上に説明したとおりであるが、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。
本実施形態に係るブランク、サブストレート、および、磁気ディスクの製造方法は、以上に説明したとおりであるが、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。
［別実施形態］
ここまで、本発明を単層材に適用する実施形態について説明したが、本発明は、「心材」と、心材の少なくとも一方の面に設けられる「皮材」と、を備える積層材に適用することもできる。
ここまで、本発明を単層材に適用する実施形態について説明したが、本発明は、「心材」と、心材の少なくとも一方の面に設けられる「皮材」と、を備える積層材に適用することもできる。
［ブランクおよびサブストレート（別実施形態）］
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートは、「心材」と、心材の少なくとも一方の面に設けられる「皮材」と、を備える積層材の構成である。
なお、ブランクおよびサブストレートが積層材の場合、積層材全体として前記した単層材の「耐力」の要件を満たすのが好ましい。
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートは、「心材」と、心材の少なくとも一方の面に設けられる「皮材」と、を備える積層材の構成である。
なお、ブランクおよびサブストレートが積層材の場合、積層材全体として前記した単層材の「耐力」の要件を満たすのが好ましい。
（皮材）
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの皮材は、前記した単層材の「各成分の組成」および「表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」の要件を満たすのが好ましい。
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの皮材は、前記した単層材の「各成分の組成」および「表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」の要件を満たすのが好ましい。
（心材）
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの心材は、特に限定されないものの、例えば、Ａｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金からなるものが挙げられる。
具体的には、心材は、Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｆｅ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以上１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上２．０質量％以下、のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。
そして、心材は、Ｆｅ、Ｍｎ又はＮｉを単独で含有してもよく、Ｆｅ及びＭｎ、Ｍｎ及びＮｉ、又は、Ｎｉ及びＦｅの２種を含有してもよく、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉをすべて含有してもよく、それらの合計の含有量の上限が５質量％であれば特に限定されない。
また、前記した系合金に更に１．０質量％以上３．０質量％以下の範囲でＭｇを含有してもよい。
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの心材は、特に限定されないものの、例えば、Ａｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金からなるものが挙げられる。
具体的には、心材は、Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｆｅ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以上１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上２．０質量％以下、のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。
そして、心材は、Ｆｅ、Ｍｎ又はＮｉを単独で含有してもよく、Ｆｅ及びＭｎ、Ｍｎ及びＮｉ、又は、Ｎｉ及びＦｅの２種を含有してもよく、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉをすべて含有してもよく、それらの合計の含有量の上限が５質量％であれば特に限定されない。
また、前記した系合金に更に１．０質量％以上３．０質量％以下の範囲でＭｇを含有してもよい。
（心材の残部：Ａｌおよび不可避的不純物）
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの心材の残部成分はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。また、前記したＮｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒも不可避的不純物として含有されていてもよい。
これらの不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。したがって、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で積極的に添加された場合であっても、本発明の効果を妨げない（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる）。
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの心材の残部成分はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。また、前記したＮｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒも不可避的不純物として含有されていてもよい。
これらの不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。したがって、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で積極的に添加された場合であっても、本発明の効果を妨げない（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる）。
（クラッド率等）
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの厚さは、特に限定されないものの、単層材の場合と同様、０．５〜１．３ｍｍであればよい。また、別実施形態に係るブランクおよびサブストレートにおける皮材のクラッド率（積層材の厚さを１００％とした場合における各皮材の厚さの比率）は、３〜５０％、好ましくは５〜３０％であればよい。
別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの厚さは、特に限定されないものの、単層材の場合と同様、０．５〜１．３ｍｍであればよい。また、別実施形態に係るブランクおよびサブストレートにおける皮材のクラッド率（積層材の厚さを１００％とした場合における各皮材の厚さの比率）は、３〜５０％、好ましくは５〜３０％であればよい。
［ブランクの製造方法（別実施形態）］
別実施形態に係るブランクは、単層材の場合と同様、積層材の場合も一部の条件を除き、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備によって製造することができる。
別実施形態に係るブランクは、単層材の場合と同様、積層材の場合も一部の条件を除き、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備によって製造することができる。
例えば、皮材については、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理を施された鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板を得る熱間圧延工程とを、この順に含む製造方法によって皮材を製造する。
そして、心材については、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程とを、この順に含む製造方法によって心材を製造する。
そして、心材については、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程とを、この順に含む製造方法によって心材を製造する。
心材と皮材とを製造した後、これらを重ね合わせる重ね合わせ工程と、積層材に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、積層材に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、積層材を所望の厚さまで圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延して得られた積層材を円環状に打ち抜く打ち抜き工程と、打ち抜かれた積層材に矯正焼鈍を施す矯正焼鈍工程とを、この順に含む製造方法によってブランク（積層材）を製造することができる。
なお、各工程における条件は、以下のとおりである。
なお、各工程における条件は、以下のとおりである。
皮材の鋳造工程、均質化熱処理工程、熱間圧延工程は、表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを制御するために、前記した単層材の「鋳造工程」、「均質化熱処理工程」、「熱処理工程」で示した条件（特に、均質化熱処理の温度と時間、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間）を満たすように実施する。
なお、心材の鋳造工程、均質化熱処理工程は、前記した単層材の「鋳造工程」、「均質化熱処理工程」で示した条件を満たすように実施すればよい。
なお、心材の鋳造工程、均質化熱処理工程は、前記した単層材の「鋳造工程」、「均質化熱処理工程」で示した条件を満たすように実施すればよい。
重ね合わせ工程における重ね合わせ方法は、従来公知の方法、例えば、心材と皮材の両端部にバンドを掛ける方法や、溶接止めする方法等が挙げられる。
積層材に対する均質化熱処理は、例えば、５００〜５５０℃、１〜２０時間という条件で実施すればよい。
積層材に対する熱間圧延は、例えば、開始温度５１０〜５４０℃、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を３０分以内という条件で実施すればよい。
積層材に対する冷間圧延は、例えば、板厚が０．５〜１．３ｍｍとなるように実施すればよい。
なお、積層材に対する打ち抜き工程は、前記した単層材の「打ち抜き工程」で示した条件を満たすように実施すればよい。また、積層材に対する矯正焼鈍工程も、前記した単層材の「矯正焼鈍工程」で示した条件を満たすように実施すればよいが、保持時間については、７〜９時間と長めに設定してもよい。
積層材に対する均質化熱処理は、例えば、５００〜５５０℃、１〜２０時間という条件で実施すればよい。
積層材に対する熱間圧延は、例えば、開始温度５１０〜５４０℃、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を３０分以内という条件で実施すればよい。
積層材に対する冷間圧延は、例えば、板厚が０．５〜１．３ｍｍとなるように実施すればよい。
なお、積層材に対する打ち抜き工程は、前記した単層材の「打ち抜き工程」で示した条件を満たすように実施すればよい。また、積層材に対する矯正焼鈍工程も、前記した単層材の「矯正焼鈍工程」で示した条件を満たすように実施すればよいが、保持時間については、７〜９時間と長めに設定してもよい。
なお、心材と皮材とのそれぞれの製造方法については、特許５２７１０９４号の段落００４８に記載されているスライス・フライス法を適用してもよい。詳細には、心材用のＡｌ合金、皮材用のＡｌ合金をそれぞれ溶解し鋳造して得られた鋳塊を面削、均質化熱処理を施して、それぞれ皮材用鋳塊、心材用鋳塊（心材）を製造する。そして、皮材用鋳塊については、さらに面削、均質化熱処理後、所望の厚さまでスライスして製造することとなる。この場合、重ね合わせ工程後の均質化熱処理条件や熱間圧延条件を、適宜、前記した単層材で示した条件を満たすように制御する必要がある。
そして、ブランク（積層材）を用いて、サブストレートや磁気ディスクを製造する方法については、単層材の場合と同様である。
次に、本発明の効果を奏する実施例とそうでない比較例とを参照して、本発明の内容について具体的に説明する。
［実施例１：単層材］
（ＤＣ鋳造での試作：供試材の準備）
まず、材料を溶解し、表１のＮｏ．１〜３に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊をＤＣ鋳造した。なお、ＤＣ鋳造の条件は、鋳造速度が８０ｍｍ／ｍｉｎ、鋳込み温度が７２０℃（保持炉温度であり、厳密には、樋を通過する際に冷却されるため７００〜７２０℃の範囲）、鋳塊サイズは高さ１５０ｍｍ×幅４００ｍｍ×長さ４００ｍｍであった。
次に、得られた鋳塊を高さ４０ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ２００ｍｍに切断し、それぞれ両面を２ｍｍ面削し、表１に示す条件で均質化熱処理を行った。
（ＤＣ鋳造での試作：供試材の準備）
まず、材料を溶解し、表１のＮｏ．１〜３に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊をＤＣ鋳造した。なお、ＤＣ鋳造の条件は、鋳造速度が８０ｍｍ／ｍｉｎ、鋳込み温度が７２０℃（保持炉温度であり、厳密には、樋を通過する際に冷却されるため７００〜７２０℃の範囲）、鋳塊サイズは高さ１５０ｍｍ×幅４００ｍｍ×長さ４００ｍｍであった。
次に、得られた鋳塊を高さ４０ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ２００ｍｍに切断し、それぞれ両面を２ｍｍ面削し、表１に示す条件で均質化熱処理を行った。
その後、Ｎｏ．１、３に係る材料については、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５２０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。
一方、Ｎｏ．２に係る材料については、長時間の熱間圧延を模擬するために均質化熱処理後４５０℃の炉に５０分保持し、取り出し直後に熱間圧延（開始温度４５０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。詳細には、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を５３分とした。
一方、Ｎｏ．２に係る材料については、長時間の熱間圧延を模擬するために均質化熱処理後４５０℃の炉に５０分保持し、取り出し直後に熱間圧延（開始温度４５０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。詳細には、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を５３分とした。
次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に０．８ｍｍの板厚とした。
そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。矯正焼鈍は、３２０℃で３時間保持することによって行った。
そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。矯正焼鈍は、３２０℃で３時間保持することによって行った。
その後、剥離してＮｏ．１〜３に係る３．５インチＨＤＤ用のブランク（板厚０．８ｍｍ）を製造した。次に、それぞれのブランクの端面加工を行った。そして、ブランク表面（両面）をＰＶＡ砥石（日本特殊研砥株式会社製 ４０００番）によって片面１０μｍ研削加工（鏡面加工）してＮｏ．１〜３に係るサブストレート（板厚０．８ｍｍ）を製造した。
（ブックモールドでの試作：供試材の準備）
まず、材料を溶解し、表２のＮｏ．１１〜１５に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ２ｍｍ面削し、表２に示す条件で均質化熱処理を行った。
まず、材料を溶解し、表２のＮｏ．１１〜１５に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ２ｍｍ面削し、表２に示す条件で均質化熱処理を行った。
その後、均質化熱処理後の材料を、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５２０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。
次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に１．３ｍｍの板厚とした。
そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。矯正焼鈍は、３２０℃で３時間保持することによって行った。
そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。矯正焼鈍は、３２０℃で３時間保持することによって行った。
その後、剥離してＮｏ．１１〜１５に係る３．５インチＨＤＤ用のブランク（板厚１．３ｍｍ）を製造した。次に、それぞれのブランクの端面加工を行った。そして、ブランク表面（両面）をＰＶＡ砥石（日本特殊研砥株式会社製 ４０００番）によって片面１０μｍ研削加工（鏡面加工）してＮｏ．１１〜１５に係るサブストレート（板厚１．３ｍｍ）を製造した。
製造したＮｏ．１〜３、１１〜１５に係るブランクまたはサブストレートを用いて、板表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ、耐力、耐衝撃性を評価した。これらの評価は次のようにして行った。
〔１〕Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ
以下の方法によって、Ｎｏ．１〜３に係るブランクの表面のＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ（μｍ）を測定した。
まず、ブランクの表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面をＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ−５５００）と粒子解析ソフト（ディスク表面検査ソフトウェア Ver.2.0）を用いて、１０００倍の倍率で２０視野（合計０．２ｍｍ２）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得た。閾値を灰色のマトリックス部に設定して、マトリックス部（母相）よりも黒く写っている部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物とみなして、各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長（粒子の輪郭線上の任意の２点間の距離の最大値）を測定した。そして、得られた各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長のうち、最も大きな長さを「Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」とした。
以下の方法によって、Ｎｏ．１〜３に係るブランクの表面のＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ（μｍ）を測定した。
まず、ブランクの表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面をＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ−５５００）と粒子解析ソフト（ディスク表面検査ソフトウェア Ver.2.0）を用いて、１０００倍の倍率で２０視野（合計０．２ｍｍ２）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得た。閾値を灰色のマトリックス部に設定して、マトリックス部（母相）よりも黒く写っている部分をＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物とみなして、各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長（粒子の輪郭線上の任意の２点間の距離の最大値）を測定した。そして、得られた各Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長のうち、最も大きな長さを「Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」とした。
最大長さが３μｍを超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が基板の表面に存在すると、この金属間化合物の上にはＮｉ−Ｐめっき膜が成長せず、その周囲から成長したＮｉ−Ｐめっき膜がこの金属間化合物上を覆うこととなる。その結果、Ｎｉ−Ｐめっき膜と基板との界面にＮｉ−Ｐめっき液などが残った空孔が形成され、Ｎｉ−Ｐめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際における加熱などにより、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。
よって、最大長さが３μｍ（３．００μｍ）を超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在しないものは、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れると推定されることから、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性を合格（〇）と判断した。一方、最大長さが３μｍ（３．００μｍ）を超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在するものは、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に劣ると推定されることから、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性を不合格（×）と判断した。
なお、最大長さが所定値を超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在しないものが、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れるという推定は、特許第４４９０８５０号の記載に基づいても妥当であることがわかる。
よって、最大長さが３μｍ（３．００μｍ）を超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在しないものは、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れると推定されることから、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性を合格（〇）と判断した。一方、最大長さが３μｍ（３．００μｍ）を超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在するものは、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に劣ると推定されることから、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性を不合格（×）と判断した。
なお、最大長さが所定値を超えるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が存在しないものが、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れるという推定は、特許第４４９０８５０号の記載に基づいても妥当であることがわかる。
〔２〕耐力
Ｎｏ．１〜３、１１〜１５に係るブランクから引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ１３Ｂ号の試験片を切り出した。この試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（オフセット法）に準拠して引張試験を行うことにより、耐力（０．２％耐力）を求めた。なお、引張速度は、３ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ量０．５％まで）、２０ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ量０．５％超え）とした。
耐力は、１４０ＭＰａ以上であるものを合格（〇）とし、１４０ＭＰａ未満のものを不合格（×）とした。
Ｎｏ．１〜３、１１〜１５に係るブランクから引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ１３Ｂ号の試験片を切り出した。この試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（オフセット法）に準拠して引張試験を行うことにより、耐力（０．２％耐力）を求めた。なお、引張速度は、３ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ量０．５％まで）、２０ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ量０．５％超え）とした。
耐力は、１４０ＭＰａ以上であるものを合格（〇）とし、１４０ＭＰａ未満のものを不合格（×）とした。
〔３〕耐衝撃性
耐衝撃性の評価は、図１に示す耐衝撃性試験機１を用いて実施した。
まず、Ｎｏ．１〜３、１１〜１５に係るブランクに対して、図２に示すＨＤＤ１２（Ｓｅａｇａｔｅ社製ＨＤＤ ＳＴ１００００ＤＭ０００４）に装着可能な内径、外径となるように端面加工を施した。そして、ディスクを取り外したＨＤＤ１２に、端面加工を施した後のブランク１１を取り付け、試験体１０（質量：４７０ｇ）とした。
ＨＤＤ１２に対するブランク１１の取り付け方は、測定対象であるブランクを各１枚、更には、適宜ダミーブランクも使用して合計７枚（ＨＤＤ１２に装着されていたディスクの枚数と同じ枚数）のブランク１１を、ＨＤＤ１２のディスクが搭載されていた箇所に取り付けた後、螺子Ｓで６か所固定するというものであった。
なお、合計７枚のブランク１１をＨＤＤ１２に取り付けた場合、上下方向における各ブランクの間に隙間が生じない状態となっていたことから、ブランクの取り付け位置が、一番上側であろうと、中央付近であろうと、一番下側であろうと、本結果に影響を与えなかった。言い換えると、ＨＤＤに対するブランクの取り付け位置が、本結果に影響を与えない点については確認している。
耐衝撃性の評価は、図１に示す耐衝撃性試験機１を用いて実施した。
まず、Ｎｏ．１〜３、１１〜１５に係るブランクに対して、図２に示すＨＤＤ１２（Ｓｅａｇａｔｅ社製ＨＤＤ ＳＴ１００００ＤＭ０００４）に装着可能な内径、外径となるように端面加工を施した。そして、ディスクを取り外したＨＤＤ１２に、端面加工を施した後のブランク１１を取り付け、試験体１０（質量：４７０ｇ）とした。
ＨＤＤ１２に対するブランク１１の取り付け方は、測定対象であるブランクを各１枚、更には、適宜ダミーブランクも使用して合計７枚（ＨＤＤ１２に装着されていたディスクの枚数と同じ枚数）のブランク１１を、ＨＤＤ１２のディスクが搭載されていた箇所に取り付けた後、螺子Ｓで６か所固定するというものであった。
なお、合計７枚のブランク１１をＨＤＤ１２に取り付けた場合、上下方向における各ブランクの間に隙間が生じない状態となっていたことから、ブランクの取り付け位置が、一番上側であろうと、中央付近であろうと、一番下側であろうと、本結果に影響を与えなかった。言い換えると、ＨＤＤに対するブランクの取り付け位置が、本結果に影響を与えない点については確認している。
その後、図１に示すように、上蓋で蓋をした試験体１０をスペーサ４（質量：４３０ｇ）を介してアルミ板３（質量：３９３５ｇ、寸法：幅２２０ｍｍ×長さ２２０ｍｍ×厚さ３０ｍｍ）の上面にシール（図示せず）で固定した。
なお、図１に示す支持棒５は、試験体１０を固定したアルミ板３を真っ直ぐ落下させるためのガイドであり、アルミ板３の４つの隅部分には、支持棒５を通す孔が設けられている。
なお、図１に示す支持棒５は、試験体１０を固定したアルミ板３を真っ直ぐ落下させるためのガイドであり、アルミ板３の４つの隅部分には、支持棒５を通す孔が設けられている。
そして、耐衝撃性試験機１において、アルミ板３の下面がアルミブロック２の上面から６００ｍｍの高さとなる位置まで、試験体１０が固定されたアルミ板３を持ち上げ、落下させた。そして、この落下作業を計５回繰り返した。
その後、試験体１０のＨＤＤ１２からブランク１１を取り外して、ブランク１１表面の平坦度を測定した。
なお、アルミブロック２とアルミ板３の上面および下面はいずれも面削されており、前記した落下作業において、アルミ板３の下面がアルミブロック２の上面に衝突することによる金属同士の衝撃を試験体１０のブランク１１に与えている。
その後、試験体１０のＨＤＤ１２からブランク１１を取り外して、ブランク１１表面の平坦度を測定した。
なお、アルミブロック２とアルミ板３の上面および下面はいずれも面削されており、前記した落下作業において、アルミ板３の下面がアルミブロック２の上面に衝突することによる金属同士の衝撃を試験体１０のブランク１１に与えている。
ブランク表面の平坦度の測定は、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−１７で測定した。そして、Ｎｏ．１〜３に係るブランク（板厚０．８ｍｍ）について、５回の落下作業前後の平坦度の変化量が０．５０μｍ以下の場合を耐衝撃性が合格（〇）とし、０．５０μｍを超える場合を耐衝撃性が不合格（×）とした。また、Ｎｏ．１１〜１５に係るブランク（板厚１．３ｍｍ）について、５回の落下作業前後の平坦度の変化量が０．１２μｍ以下の場合を耐衝撃性が合格（〇）とし、０．１２μｍを超える場合を耐衝撃性が不合格（×）とした。
表には、ブランクおよびサブストレートの成分組成、ならびに、前記〔１〕〜〔３〕で測定または評価した結果を示す。なお、表中の下線は、本発明で規定する要件を満たしていないことを示す。
（結果の検討：表１の結果）
表１に示すように、Ｎｏ．１は、本発明の規定を満たすため、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性、耐力、耐衝撃性の全ての評価が合格であった。
一方、Ｎｏ．２は、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が長かったことから、粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が発生し、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が劣っていた。
また、Ｎｏ．３は、Ｍｇの含有量が少なかったことから、耐力が劣り、耐衝撃性も劣っていた。
表１に示すように、Ｎｏ．１は、本発明の規定を満たすため、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性、耐力、耐衝撃性の全ての評価が合格であった。
一方、Ｎｏ．２は、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が長かったことから、粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が発生し、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が劣っていた。
また、Ｎｏ．３は、Ｍｇの含有量が少なかったことから、耐力が劣り、耐衝撃性も劣っていた。
（結果の検討：表２の結果）
表２に示すように、Ｎｏ．１３は、耐力、耐衝撃性の評価が合格であった。
一方、Ｎｏ．１１、１２、１４、１５は、Ｍｇの含有量が少なかったことから、耐力が劣り、耐衝撃性も劣っていた。
表２に示すように、Ｎｏ．１３は、耐力、耐衝撃性の評価が合格であった。
一方、Ｎｏ．１１、１２、１４、１５は、Ｍｇの含有量が少なかったことから、耐力が劣り、耐衝撃性も劣っていた。
（結果の検討：表２の結果の考察）
表２に示すＮｏ．１１〜１５の結果は、ブランクの「耐力」と「耐衝撃性」との関係を明らかにするために取得した結果である。
そして、図３に示すグラフは、耐力の値（ＭＰａ）を横軸、平坦度の変化量（μｍ）を縦軸とし、Ｎｏ．１１〜１５の結果をプロットしたグラフである。この図３のプロットのうち、平坦度が確実に変化しているＮｏ．１１、１２、１４、１５に関して近似線を描くと、図３に示す点線となる。
この図３の結果から、ブランクの耐力が１４０ＭＰａ（厳密には１３６ＭＰａ）以上であれば、ほとんど平坦度の変化量に変化はないものの、１４０ＭＰａ未満となると耐力の低下に応じて平坦度の変化量が大きくなることがわかる。つまり、ブランクの耐力が１４０ＭＰ（厳密には１３６ＭＰａ）という点において、平坦度の変化量に関する臨界点が存在することが推察できる。
表２に示すＮｏ．１１〜１５の結果は、ブランクの「耐力」と「耐衝撃性」との関係を明らかにするために取得した結果である。
そして、図３に示すグラフは、耐力の値（ＭＰａ）を横軸、平坦度の変化量（μｍ）を縦軸とし、Ｎｏ．１１〜１５の結果をプロットしたグラフである。この図３のプロットのうち、平坦度が確実に変化しているＮｏ．１１、１２、１４、１５に関して近似線を描くと、図３に示す点線となる。
この図３の結果から、ブランクの耐力が１４０ＭＰａ（厳密には１３６ＭＰａ）以上であれば、ほとんど平坦度の変化量に変化はないものの、１４０ＭＰａ未満となると耐力の低下に応じて平坦度の変化量が大きくなることがわかる。つまり、ブランクの耐力が１４０ＭＰ（厳密には１３６ＭＰａ）という点において、平坦度の変化量に関する臨界点が存在することが推察できる。
（結果の検討：表１の結果の再確認）
表１の結果を再確認すると、耐力が１４０ＭＰａ以上（厳密には１３６ＭＰａ以上）のＮｏ．１、２は平坦度の変化量を抑制できており、耐力が１４０ＭＰａ未満のＮｏ．３は平坦度の変化量が大きくなっている。
このように、表２および図３の結果に基づいて推察した結論は、Ｎｏ．１〜３にも適用されることが確認できた。
なお、Ｎｏ．１〜３とＮｏ．１１〜１５とは、平坦度の変化量に差が生じたものの、これは板厚（Ｎｏ．１〜３の板厚０．８ｍｍ、Ｎｏ．１１〜１５の板厚１．３ｍｍ）が大きく影響を与えたものであると考える。
表１の結果を再確認すると、耐力が１４０ＭＰａ以上（厳密には１３６ＭＰａ以上）のＮｏ．１、２は平坦度の変化量を抑制できており、耐力が１４０ＭＰａ未満のＮｏ．３は平坦度の変化量が大きくなっている。
このように、表２および図３の結果に基づいて推察した結論は、Ｎｏ．１〜３にも適用されることが確認できた。
なお、Ｎｏ．１〜３とＮｏ．１１〜１５とは、平坦度の変化量に差が生じたものの、これは板厚（Ｎｏ．１〜３の板厚０．８ｍｍ、Ｎｏ．１１〜１５の板厚１．３ｍｍ）が大きく影響を与えたものであると考える。
以上の結果より、本発明に係るブランクおよびサブストレートは、耐衝撃性、および、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性に優れていることが確認できた。
［実施例２：積層材］
（ブックモールドでの試作：供試材の準備）
まず、皮材用の材料を溶解し、表３のＮｏ．２１に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ２ｍｍ面削し、表３に示す条件で均質化熱処理を行った。
その後、均質化熱処理後の材料を、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５４０℃、仕上げ厚さ３ｍｍ）を行った。
（ブックモールドでの試作：供試材の準備）
まず、皮材用の材料を溶解し、表３のＮｏ．２１に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ２ｍｍ面削し、表３に示す条件で均質化熱処理を行った。
その後、均質化熱処理後の材料を、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５４０℃、仕上げ厚さ３ｍｍ）を行った。
また、心材用の材料を溶解し、Ｃｒ：０．２１質量％、Ｃｕ：０．１７質量％、Ｚｎ：０．１４質量％、Ｍｎ：２．０質量％、Ｆｅ：０．０５８質量％、Ｓｉ：０．０１９質量％、残部がＡｌおよび不可避的不純物となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ１３ｍｍ面削し、５４０℃で４時間という条件で均質化熱処理を行った。
次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ１３ｍｍ面削し、５４０℃で４時間という条件で均質化熱処理を行った。
その後、皮材（厚さ３ｍｍ）と心材（厚さ２４ｍｍ）と皮材（厚さ３ｍｍ）とを溶接止めして、三層のクラッド材とした。
そして、このクラッド材を５４０℃の炉に投入し、５４０℃に昇温させてから１時間３０分保持する均質化熱処理を施した後、この均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（仕上げ厚さ３ｍｍ）を行った。次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に０．５ｍｍの板厚とした。
なお、皮材、心材、皮材の厚さの比率は、おおむね１０％：８０％：１０％となっていた。
そして、このクラッド材を５４０℃の炉に投入し、５４０℃に昇温させてから１時間３０分保持する均質化熱処理を施した後、この均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（仕上げ厚さ３ｍｍ）を行った。次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に０．５ｍｍの板厚とした。
なお、皮材、心材、皮材の厚さの比率は、おおむね１０％：８０％：１０％となっていた。
そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。なお、矯正焼鈍は、２６０℃から３２０℃の範囲で８時間保持することによって行った。
その後、剥離してＮｏ．２１に係る３．５インチＨＤＤ用のブランク（板厚０．５ｍｍ）を製造した。
そして、製造したＮｏ．２１に係るブランクを用いて、実施例１と同じ方法で耐力を評価した。
そして、製造したＮｏ．２１に係るブランクを用いて、実施例１と同じ方法で耐力を評価した。
表には、ブランクの皮材の成分組成、ならびに、耐力の結果を示す。なお、表中の下線は、本発明で規定する要件を満たしていないことを示す。
（結果の検討：表３の結果）
表３に示すように、Ｎｏ．２１の皮材は、本発明の規定を満たすため、積層材としての耐力の評価が合格であった。
なお、Ｎｏ．２１の皮材の表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを示していないものの、Ｎｏ．１と同様、本発明の規定する成分組成の要件を満たしつつ、均質化熱処理の温度と時間、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が本発明の好ましいとする要件を満たしていたことから、Ｎｏ．１と同じような値になると推察される。
表３に示すように、Ｎｏ．２１の皮材は、本発明の規定を満たすため、積層材としての耐力の評価が合格であった。
なお、Ｎｏ．２１の皮材の表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを示していないものの、Ｎｏ．１と同様、本発明の規定する成分組成の要件を満たしつつ、均質化熱処理の温度と時間、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が本発明の好ましいとする要件を満たしていたことから、Ｎｏ．１と同じような値になると推察される。
以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて改変・変更などすることができることはいうまでもない。
１ 耐衝撃性試験機
２ アルミブロック
３ アルミ板
４ スペーサ
５ 支持棒
１０ 試験体
１１ ブランク
１２ ＨＤＤ
Ｓ 螺子
２ アルミブロック
３ アルミ板
４ スペーサ
５ 支持棒
１０ 試験体
１１ ブランク
１２ ＨＤＤ
Ｓ 螺子
Claims (4)
- Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
を含有し、
Ｃｕ：０．１０質量％以下、
Ｚｎ：０．４０質量％以下、
Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
Ｓｉ：０．０２５質量％以下、
Ｍｎ：０質量％、
であり、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下であり、
耐力が１４０ＭＰａ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ブランク。 - 心材と、前記心材の少なくとも一方の面に設けられる皮材と、を備え、
前記皮材は、
Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
を含有し、
Ｃｕ：０．１０質量％以下、
Ｚｎ：０．４０質量％以下、
Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
Ｓｉ：０．０２５質量％以下、
Ｍｎ：０質量％、
であり、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下であり、
耐力が１４０ＭＰａ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ブランク。 - Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
を含有し、
Ｃｕ：０．１０質量％以下、
Ｚｎ：０．４０質量％以下、
Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
Ｓｉ：０．０２５質量％以下、
Ｍｎ：０質量％、
であり、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下であり、
耐力が１４０ＭＰａ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サブストレート。 - 心材と、前記心材の少なくとも一方の面に設けられる皮材と、を備え、
前記皮材は、
Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
を含有し、
Ｃｕ：０．１０質量％以下、
Ｚｎ：０．４０質量％以下、
Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
Ｓｉ：０．０２５質量％以下、
Ｍｎ：０質量％、
であり、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
表面におけるＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下であり、
耐力が１４０ＭＰａ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サブストレート。
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