JP6998499B1 - 磁気ディスク用アルミニウム合金基板、ならびに、当該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 - Google Patents
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Abstract
必須元素であるＦｅと、選択元素であるＭｎ及びＮｉの少なくともいずれか一方を含有し、これらＦｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計が０．１０～７．００ｍａｓｓ％の関係を有し、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、周囲環境から表面に付着した最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の分布が１個以下／６０００ｍｍ２であり、表面に存在する最長径１μｍ以上のＴｉ－Ｂ系粒子の分布が１個以下／６０００ｍｍ２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基板及びこれを用いた磁気ディスク。
Description
本発明は、耐衝撃性に優れ、かつ、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金基板、ならびに、当該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に関する。
ハードディスクドライブ（以下、「ＨＤＤ」と省略する）は、コンピュータや映像記録装置等の電子機器における記憶装置として多用されている。ＨＤＤには、データを記録するための磁気ディスクが組み込まれている。磁気ディスクは、アルミニウム合金からなり円環状を呈する磁気ディスク基板と、磁気ディスク基板の表面を覆うＮｉ－Ｐめっき皮膜と、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜上に積層された磁性体層とを有している。
近年、サーバやデータセンター等の業務用、及び、パーソナルコンピュータや映像記録装置等の家庭用のいずれの用途においても、ＨＤＤに記録する情報量が多くなってきている。かかる状況に対応してＨＤＤの容量を大きくするため、ＨＤＤに組み込まれる磁気ディスクの記録密度を高めることが求められている。磁気ディスクの記録密度を高くするためには、磁気ディスク基板上に平滑なＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成する必要がある。
磁気ディスクは、通常、以下の方法により作製される。まず、アルミニウム合金の圧延板を円環状に打ち抜いてディスクブランクを作製する。次いで、ディスクブランクを厚み方向の両側から加圧しつつ加熱してディスクブランクの反りを小さくする。その後、ディスクブランクに切削加工及び研削加工を行い、所望の形状に成形することにより磁気ディスク基板が得られる。このようにして得られた磁気ディスク基板に、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜を形成するための前処理、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理及び磁性体層のスパッタリングを順次行うことにより、磁気ディスクを作製することができる。
磁気ディスク基板に用いられるアルミニウム合金としては、ＪＩＳ Ａ５０８６合金が多用されている。しかしながら、一般的なＪＩＳ Ａ５０８６合金の成分範囲でディスクブランクを作製すると、Ａｌマトリクス中に比較的大きな金属間化合物が形成されることがある。このような金属間化合物は、切削加工や研削加工、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜を形成するための前処理の際にＡｌマトリクスから脱落する虞がある。
金属間化合物がＡｌマトリクスから脱落すると、磁気ディスク基板に比較的大きな窪みが形成される。また、磁気ディスク基板から脱落した金属間化合物が切削加工や研削加工の際に工具と磁気ディスク基板との間に挟み込まれた場合には、磁気ディスク基板に傷が形成される虞もある。かかる状態で無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を行うと、磁気ディスク基板の窪みや傷に起因してＮｉ－Ｐめっき皮膜にめっきピットと呼ばれる窪みが形成され、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性の低下を招く虞がある。
また、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密度化が求められている。更なる大容量化のため、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や強度が低下してしまう問題がある。剛性や強度が低下すると、基板が変形し難い程度を示す耐衝撃性が低下してしまうため、アルミニウム合金基板には耐衝撃性の向上が求められている。
Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより向上させることを目的として、金属間化合物等の、磁気ディスク基板内の異物を低減する技術が種々検討されている。例えば、特許文献１には、Ｍｇ：２～６％、Ｍｎ：１％以下、Ｆｅ：０．３％以下、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下を必須的に含むＡｌ基合金溶湯を、板厚が４～１５ｍｍとなるように連続鋳造し、更に圧延することを特徴とする磁気ディスク用Ａｌ基合金板の製造方法が記載されている。
また、特許文献２には、不純物としてＴｉ、Ｚｒを含むアルミニウム又はアルミニウム合金の溶湯へ、ＴｉＢ２、ＺｒＢ２として計算される合計化学当量よりも更に１００～２００ｍａｓｓｐｐｍ多い量のＢを添加するアルミニウム又はアルミニウム合金の処理方法が記載されている。
また、特許文献３には、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、耐衝撃性を向上させる方法が提案されている。
特許文献１の製造方法によれば、鋳造時の板材の厚みを薄くすることにより、溶湯が凝固する際の冷却速度を高め、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物を微細化することができる。しかしながら、特許文献１の製造方法では、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物以外の介在物を十分に微細化することが困難であるという問題がある。
特許文献２の処理方法は、アルミニウムの鋳造工程において、Ａｌ基合金溶湯中のＴｉ、Ｚｒに対して過剰量のＢを添加した後、Ｂとの反応によって形成されたＴｉＢ２、ＺｒＢ２等の介在物を除去している。しかしながら、特許文献２の方法では、Ｔｉ－Ｂ系、Ｚｒ－Ｂ系以外の異物が悪影響を及ぼすという問題がある。
更に、アルミニウム板の製造工程において周囲環境からの塵等のアルミニウム板表面への付着に関しては、その原因や対処方法についての詳細な報告は見られない。
特許文献３のＭｇ量を増加して強度のみを向上させる方法では、耐衝撃性の低下を大幅に抑制することはできず、目標とする良好な耐衝撃性は得られていない問題がある。
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明者らは、アルミニウム合金に含まれる不可避的不純物から形成される粗大なＴｉ－Ｂ系粒子、ならびに、製造工程の周囲環境からの塵等に含まれるＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子のアルミニウム合金基板表面への付着を抑制することによってＮｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性に優れ、更に、材料の剛性と強度を高めることによって耐衝撃性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金基板が得られることを見出し本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は請求項１において、必須元素であるＦｅと、選択元素であるＭｎ及びＮｉの少なくともいずれか一方を含有し、これらＦｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計が、０．１０～７．００ｍａｓｓ％の関係を有し残部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、周囲環境から表面に付着した最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の分布が１個以下／６０００ｍｍ２であり、表面に存在する最長径１μｍ以上のＴｉ－Ｂ系粒子の分布が１個以下／６０００ｍｍ２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基板とした。
本発明は請求項２では請求項１において、磁気ディスク用アルミニウム合金基板のヤング率が７２ＧＰａ以上であるものとした。
本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：１．００ｍａｓｓ％以下、Ｚｎ：０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：３．５０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１４．００ｍａｓｓ％以下、Ｂｅ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｒ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｎａ：０．１０ｍａｓｓ％以下及びＰ：０．１０ｍａｓｓ％以下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。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計を特定範囲とすることによって材料の剛性と強度を高めることで、耐衝撃性を向上させることができる。また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子及びＴｉ－Ｂ系粒子の生成を抑制して、これら粒子の脱落による基板表面への損傷を低減することによって、めっきピットが少なく平滑性の高いＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成することができる。
Ａ．磁気ディスク用アルミニウム合金基板
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板（以下、「アルミニウム合金基板」と記す場合がある）について説明する。アルミニウム合金基板は、所定の合金組成のアルミニウム合金を用いてアルミニウム合金板を作製し、これをディスクブランクに打ち抜き、更に加圧平坦化処理、ならびに、切削加工と研削加工を施して得られる。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板（以下、「アルミニウム合金基板」と記す場合がある）について説明する。アルミニウム合金基板は、所定の合金組成のアルミニウム合金を用いてアルミニウム合金板を作製し、これをディスクブランクに打ち抜き、更に加圧平坦化処理、ならびに、切削加工と研削加工を施して得られる。
Ａ－１．アルミニウム合金板の合金組成
アルミニウム合金板に用いるアルミニウム合金の組成及びその限定理由について、以下に詳細に説明する。
アルミニウム合金板に用いるアルミニウム合金の組成及びその限定理由について、以下に詳細に説明する。
Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計：０．１０～７．００ｍａｓｓ％
必須元素であるＦｅと、選択元素であるＭｎ及びＮｉの少なくともいずれか一方を含有し、これら２種又は３種の元素の合計含有量を０．１０～７．００ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）に規定する。
必須元素であるＦｅと、選択元素であるＭｎ及びＮｉの少なくともいずれか一方を含有し、これら２種又は３種の元素の合計含有量を０．１０～７．００ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）に規定する。
Ｆｅはアルミニウム合金に必須元素として含有され、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物等）として存在すると共に、一部はマトリックスに固溶して存在する。第二相粒子生成とマトリックスへの固溶により、Ｆｅはアルミニウム合金基板の剛性と強度を向上させる効果を発揮する。Ｍｎはアルミニウム合金に選択元素として含有され、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物等）として存在すると共に、一部はマトリックスに固溶して存在する。第二相粒子生成とマトリックスへの固溶により、Ｍｎはアルミニウム合金基板の剛性と強度を向上させる効果を発揮する。Ｎｉはアルミニウム合金に選択元素として含有され、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｎｉ系金属間化合物等）として存在すると共に、一部はマトリックスに固溶して存在する。第二相粒子生成とマトリックスへの固溶により、Ｎｉはアルミニウム合金基板の剛性と強度を向上させる効果を発揮する。
ここで、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計が０．１０％未満では、アルミニウム合金基板の剛性と強度が不十分であり、耐衝撃性が低下する。一方、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計が７．００％を超えると、粗大な金属間化合物が生成して、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削の加工時において、金属間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。また、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計が７．００％を超えるとアルミニウム合金基板の強度もより高くなるため、圧延時に割れが発生してしまう。従って、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計は０．１０～７．００％とする。なお、含有量は、アルミニウム合金基板の剛性と強度、ならびに、製造性との兼合いから、１．００～６．５０％とするのが好ましく、より好ましくは２．５０～６．００％である。
なお、Ｆｅを必須元素として三元素の合計含有量が０．１０～７．００％を満たしていれば、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉのそれぞれの含有量の範囲については特に限定するものではなく、ＭｎとＮｉのいずれか一方が０％であってもよい。
アルミニウム合金には、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉに加えて、更に、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｒ、Ｎａ及びＰからなる群から選択される１種又は２種以上が更なる選択元素として含まれていてもよい。
Ｃｕ：１．００％以下
アルミニウム合金には、選択元素として１．００％以下のＣｕが含まれていてもよい。Ｃｕは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｃｕ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とヤング率を向上させる効果を発揮する。また、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。更に、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を向上させる効果を発揮する。
アルミニウム合金には、選択元素として１．００％以下のＣｕが含まれていてもよい。Ｃｕは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｃｕ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とヤング率を向上させる効果を発揮する。また、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。更に、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を向上させる効果を発揮する。
しかしながら、Ｃｕの含有量が多過ぎると、アルミニウム合金基板の耐食性が低下し、局所的にＡｌが溶出し易い領域が形成される。そのため、磁気ディスクの製造過程においてジンケート処理を行った際に、アルミニウム合金基板の表面においてＡｌの溶解量にムラが発生し、Ｚｎ皮膜の厚みのバラつきが大きくなり易い。その結果、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜とアルミニウム合金基板との密着性の低下やＮｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性の低下を招く虞がある。
アルミニウム合金中のＣｕの含有量を１．００％以下、好ましくは０．５０％以下とすることにより、アルミニウム合金基板の剛性と強度を更に高め、めっきピットの形成を抑制し、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより高めることができる。なお、Ｃｕの含有量の下限を、０．００５％とするのが好ましく、より好ましくは０．０１０％である。Ｃｕ含有量は０％（０．０００％）であってもよい。
Ｚｎ：０．７０％以下
アルミニウム合金中には、選択元素として０．７０％以下のＺｎが含まれていてもよい。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。また、他の添加元素と第二相粒子を形成し、ヤング率と強度を向上させる効果を発揮する。
アルミニウム合金中には、選択元素として０．７０％以下のＺｎが含まれていてもよい。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。また、他の添加元素と第二相粒子を形成し、ヤング率と強度を向上させる効果を発揮する。
しかしながら、Ｚｎの含有量が多過ぎると、アルミニウム合金基板の耐食性が低下し、局所的にＡｌが溶出し易い領域が形成される。そのため、磁気ディスクの製造過程においてジンケート処理を行った際に、アルミニウム合金基板の表面においてＡｌの溶解量にムラが発生し、Ｚｎ皮膜の厚みのバラつきが大きくなり易い。その結果、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜とアルミニウム合金基板との密着性の低下やＮｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性の低下を招く虞がある。
アルミニウム合金中のＺｎの含有量を０．７０％以下、好ましくは０．５０％以下とすることにより、アルミニウム合金基板の剛性と強度を更に高め、めっきピットの形成を抑制し、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより高めることができる。なお、Ｚｎの含有量の下限を、０．１０％とするのが好ましく、より好ましくは０．２５％である。Ｚｎ含有量は０％（０．００％）であってもよい。
Ｍｇ：３．５０％以下
アルミニウム合金中には、選択元素として３．５０％以下のＭｇが含まれていてもよい。Ｍｇは、主としてマトリックスに固溶して存在し、一部は第二相粒子（Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物等）として存在する。これにより、アルミニウム合金基板の強度と剛性を向上させる効果を発揮する。
アルミニウム合金中には、選択元素として３．５０％以下のＭｇが含まれていてもよい。Ｍｇは、主としてマトリックスに固溶して存在し、一部は第二相粒子（Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物等）として存在する。これにより、アルミニウム合金基板の強度と剛性を向上させる効果を発揮する。
しかしながら、Ｍｇの含有量が多過ぎると、アルミニウム合金中に粗大なＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物が生成して、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削の加工時において、金属間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。また、Ｍｇ含有量が多過ぎるとアルミニウム合金基板の強度がより高くなるため、圧延時に割れが発生してしまう。
アルミニウム合金中のＭｇの含有量を３．５０％以下、好ましくは２．００％以下とすることにより、アルミニウム合金基板の強度と剛性を更に高めることができる。なお、Ｍｇの含有量の下限を、１．００％とするのが好ましく、より好ましくは１．２０％である。Ｍｇ含有量は０％（０．００％）であってもよい。
Ｃｒ：０．３０％以下
アルミニウム合金中には、選択元素として０．３０％以下のＣｒが含まれていてもよい。Ｃｒの一部は、鋳造時に生じる微細な金属間化合物としてアルミニウム合金基板内に分散し、剛性が向上する。鋳造時に金属間化合物を形成しなかったＣｒはＡｌマトリクス中に固溶し、固溶強化によってアルミニウム合金基板の強度を向上させる作用を有する。
アルミニウム合金中には、選択元素として０．３０％以下のＣｒが含まれていてもよい。Ｃｒの一部は、鋳造時に生じる微細な金属間化合物としてアルミニウム合金基板内に分散し、剛性が向上する。鋳造時に金属間化合物を形成しなかったＣｒはＡｌマトリクス中に固溶し、固溶強化によってアルミニウム合金基板の強度を向上させる作用を有する。
また、Ｃｒは、切削性及び研削性をより高めるとともに再結晶組織をより微細化する作用を有する。その結果、アルミニウム合金基板とＮｉ－Ｐめっき皮膜との密着性をより高め、めっきピットの発生を抑制する。
しかしながら、アルミニウム合金中のＣｒの含有量が多過ぎると、アルミニウム合金基板中に粗大なＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物が形成され易くなる。このような粗大なＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物がアルミニウム合金基板の表面から脱落した場合、後工程の無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理においてめっきピットが形成され易くなる。
アルミニウム合金中のＣｒ含有量を０．３０％以下とすることにより、アルミニウム合金基板の剛性と強度をより向上させることができる。また、めっきピットの発生をより効果的に抑制し、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより高めることができる。なお、Ｃｒの含有量の下限値を、０．０３％とするのが好ましく、より好ましくは０．０５％である。Ｃｒ含有量は０％（０．００％）であってもよい。
Ｚｒ：０．１５％以下
アルミニウム合金中には、選択元素として０．１５％以下のＺｒが含まれていてもよい。Ｚｒの一部は、鋳造時に生じる微細な金属間化合物としてアルミニウム合金基板内に分散し、剛性が向上する。鋳造時に金属間化合物を形成しなかったＺｒはＡｌマトリクス中に固溶し、固溶強化によってアルミニウム合金基板の強度を向上させる作用を有する。
アルミニウム合金中には、選択元素として０．１５％以下のＺｒが含まれていてもよい。Ｚｒの一部は、鋳造時に生じる微細な金属間化合物としてアルミニウム合金基板内に分散し、剛性が向上する。鋳造時に金属間化合物を形成しなかったＺｒはＡｌマトリクス中に固溶し、固溶強化によってアルミニウム合金基板の強度を向上させる作用を有する。
また、Ｚｒは、切削性及び研削性をより高めるとともに再結晶組織をより微細化する作用を有する。その結果、アルミニウム合金基板とＮｉ－Ｐめっき皮膜との密着性をより高め、めっきピットの発生を抑制する。
しかしながら、アルミニウム合金中のＺｒ含有量が多過ぎると、アルミニウム合金基板中に粗大なＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物が形成され易くなる。このような粗大なＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物がアルミニウム合金基板表面から脱落した場合、後工程の無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理においてめっきピットが形成され易くなる。
アルミニウム合金中のＺｒ含有量を０．１５％以下とすることにより、めっきピットの形成を抑制し、平滑なＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成するとともにアルミニウム合金基板の剛性と強度をより向上させることができる。なお、Ｚｒの含有量の下限値を、０．０３％とするのが好ましく、より好ましくは０．０５％である。Ｚｒ含有量は０％（０．００％）であってもよい。
Ｓｉ：１４．００％以下
アルミニウム合金中には、選択元素として１４．００％以下のＳｉが含まれていてもよい。Ｓｉは、主に第二相粒子（Ｓｉ粒子やＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の剛性と強度を向上させる効果を発揮する。
アルミニウム合金中には、選択元素として１４．００％以下のＳｉが含まれていてもよい。Ｓｉは、主に第二相粒子（Ｓｉ粒子やＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の剛性と強度を向上させる効果を発揮する。
しかしながら、アルミニウム合金中のＳｉの含有量が多過ぎると、粗大な粒子や金属間化合物が形成され易くなる。このような粗大な粒子や金属間化合物がアルミニウム合金基板の表面から脱落した場合、後工程の無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理においてめっきピットが形成され易くなる。
アルミニウム合金中のＳｉの含有量を１４．００％以下とすることにより、アルミニウム合金基板の剛性と強度をより向上させることができる。なお、Ｓｉ含有量の下限値を、０．１０％とするのが好ましく、より好ましくは０．５０％である。Ｓｉ含有量は０％（０．００％）であってもよい。
Ｂｅ：０．００１５％以下
Ｂｅは、Ｍｇを含むアルミニウム合金を鋳造する際に、Ｍｇの酸化を抑制することを目的として溶湯内に添加される元素である。また、アルミニウム合金中に含有されるＢｅを０．００１５％以下とすることにより、磁気ディスクの製造過程においてアルミニウム合金基板の表面に形成されるＺｎ皮膜をより緻密にするとともに、厚みのバラつきをより小さくすることができる。その結果、アルミニウム合金基板上に形成されるＮｉ－Ｐ皮膜の平滑性をより高めることができる。
Ｂｅは、Ｍｇを含むアルミニウム合金を鋳造する際に、Ｍｇの酸化を抑制することを目的として溶湯内に添加される元素である。また、アルミニウム合金中に含有されるＢｅを０．００１５％以下とすることにより、磁気ディスクの製造過程においてアルミニウム合金基板の表面に形成されるＺｎ皮膜をより緻密にするとともに、厚みのバラつきをより小さくすることができる。その結果、アルミニウム合金基板上に形成されるＮｉ－Ｐ皮膜の平滑性をより高めることができる。
しかしながら、アルミニウム合金中のＢｅ含有量が多過ぎると、アルミニウム合金基板の製造過程においてディスクブランクが加熱された際に、ディスクブランクの表面にＢｅ系酸化物が形成され易くなる。また、アルミニウム合金が更にＭｇを含有する場合、ディスクブランクが加熱された際に、ディスクブランクの表面にＡｌ－Ｍｇ－Ｂｅ系酸化物が形成され易くなる。これらの酸化物量が多くなると、Ｚｎ皮膜の厚みのバラつきが大きくなり、めっきピットの発生を招く虞がある。
アルミニウム合金中のＢｅ含有量を０．００１５％以下、好ましくは０．００１０％以下とすることにより、Ａｌ－Ｍｇ－Ｂｅ系酸化物の量を低減し、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより高めることができる。なお、Ｂｅ含有量の下限値については、０％（０．００００％）であってもよい。
Ｓｒ、Ｎａ及びＰ：それぞれ０．１０％以下
Ｓｒ、Ｎａ及びＰは、アルミニウム合金基板中の第二相粒子（主にＳｉ粒子）を微細化し、めっき性を改善する効果を発揮する。また、アルミニウム合金基板中の第二相粒子のサイズの不均一性を小さくし、耐衝撃特性のバラつきを低減させる効果も発揮する。そのため、アルミニウム合金中にそれぞれが、０．１０％以下のＳｒ、Ｎａ、Ｐが含まれていてもよい。
Ｓｒ、Ｎａ及びＰは、アルミニウム合金基板中の第二相粒子（主にＳｉ粒子）を微細化し、めっき性を改善する効果を発揮する。また、アルミニウム合金基板中の第二相粒子のサイズの不均一性を小さくし、耐衝撃特性のバラつきを低減させる効果も発揮する。そのため、アルミニウム合金中にそれぞれが、０．１０％以下のＳｒ、Ｎａ、Ｐが含まれていてもよい。
しかしながら、Ｓｒ、Ｎａ及びＰのそれぞれが０．１０％を超えて含有されても上記効果は飽和し、更なる顕著な効果が得られない。また、上記効果を得るためには、Ｓｒ、Ｎａ及びＰのそれぞれの下限値を、０．００１％とするのが好ましい。なお、Ｓｒ、Ｎａ及びＰのそれぞれの含有量は０％（０．０００％）であってもよい。
その他の元素
アルミニウム合金には、上述した必須成分及び選択成分以外の不可避的不純物となる元素が含まれていてもよい。これらの元素としては、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ、Ｇａなどが挙げられ、その含有量は、Ｂ以外の各元素については０．１０％以下、合計で０．３０％以下であれば本発明の作用効果を損なわない。なお、Ｂについては、その含有量は０．００１５％以下であれば本発明の作用効果を損なわない。ここで、ＴｉとＢが含有される場合には、後述する「Ｔｉ－Ｂ系粒子」が形成される。上述のように本発明においては、Ｓｉを選択成分として積極的に添加することもできるが、添加しない場合もある。Ｓｉは、一般的な純度の地金はもとより、Ａｌの純度が９９．９％以上である高純度の地金にも不可避的不純物として含まれ、このように不可避的不純物として含まれる場合は、上述のように０．１０％以下であれば本発明の作用効果を損なわない。
アルミニウム合金には、上述した必須成分及び選択成分以外の不可避的不純物となる元素が含まれていてもよい。これらの元素としては、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ、Ｇａなどが挙げられ、その含有量は、Ｂ以外の各元素については０．１０％以下、合計で０．３０％以下であれば本発明の作用効果を損なわない。なお、Ｂについては、その含有量は０．００１５％以下であれば本発明の作用効果を損なわない。ここで、ＴｉとＢが含有される場合には、後述する「Ｔｉ－Ｂ系粒子」が形成される。上述のように本発明においては、Ｓｉを選択成分として積極的に添加することもできるが、添加しない場合もある。Ｓｉは、一般的な純度の地金はもとより、Ａｌの純度が９９．９％以上である高純度の地金にも不可避的不純物として含まれ、このように不可避的不純物として含まれる場合は、上述のように０．１０％以下であれば本発明の作用効果を損なわない。
Ａ－２．アルミニウム合金板の製造方法
（１）鋳造工程
上記合金組成のアルミニウム材の原料を溶解し、溶湯を溶製してからこれを鋳造して鋳塊を作製する。鋳造としては、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や金型鋳造法、連続鋳造（ＣＣ鋳造）法が用いられる。ＤＣ鋳造法においては、スパウトを通して注がれた溶湯が、ボトムブロックと、水冷されたモールドの壁、ならびに、インゴット（鋳塊）の外周部に直接吐出される冷却水で熱を奪われ、凝固し、鋳塊として下方に引き出される。金型鋳造法においては、鋳鉄等で作られた中空の金型に注がれた溶湯が、金型の壁に熱を奪われ、凝固し、鋳塊が出来上がるＣＣ鋳造法では、一対のロール（又は、ベルトキャスタ、ブロックキャスタ）の間に鋳造ノズルを通して溶湯を供給し、ロールからの抜熱で薄板を直接鋳造する。
（１）鋳造工程
上記合金組成のアルミニウム材の原料を溶解し、溶湯を溶製してからこれを鋳造して鋳塊を作製する。鋳造としては、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や金型鋳造法、連続鋳造（ＣＣ鋳造）法が用いられる。ＤＣ鋳造法においては、スパウトを通して注がれた溶湯が、ボトムブロックと、水冷されたモールドの壁、ならびに、インゴット（鋳塊）の外周部に直接吐出される冷却水で熱を奪われ、凝固し、鋳塊として下方に引き出される。金型鋳造法においては、鋳鉄等で作られた中空の金型に注がれた溶湯が、金型の壁に熱を奪われ、凝固し、鋳塊が出来上がるＣＣ鋳造法では、一対のロール（又は、ベルトキャスタ、ブロックキャスタ）の間に鋳造ノズルを通して溶湯を供給し、ロールからの抜熱で薄板を直接鋳造する。
このような鋳造工程において、溶湯中の溶存ガスを低減する脱ガス処理及び溶湯中の固形物を除去するろ過処理をインラインで行うことが好ましい。
脱ガス処理としては、例えば、ＳＮＩＦ（Ｓｐｉｎｎｉｎｇ Ｎｏｚｚｌｅ Ｉｎｅｒｔ Ｆｌｏｔａｔｉｏｎ）プロセスと呼ばれる処理方法やＡｌｐｕｒプロセスと呼ばれる処理方法等を採用することができる。これらのプロセスにおいては、羽根付き回転体により溶湯を高速で攪拌しながらアルゴンガスやアルゴンと塩素との混合ガス等のプロセスガスを吹き込み、溶湯中にプロセスガスの微細な気泡を形成する。これにより、溶湯中に溶存した水素ガスや介在物を短時間で除去することができる。脱ガス処理には、インライン式の脱ガス装置を使用することができる。
ろ過処理としては、例えば、ケークろ過方式やろ材ろ過方式などを採用することができる。また、ろ過処理には、例えば、セラミックチューブフィルター、セラミックフォームフィルター、アルミナボールフィルタ－などのフィルターを使用することができる。
（２）均質化処理工程
鋳塊を作製した後に熱間圧延を行うまでの間に、必要に応じて鋳塊の面削を行い、均質化処理を行ってもよい。均質化処理における保持温度は、例えば３００～５７０℃の範囲から適宜設定することができる。また、均質化処理における保持時間は、例えば１～６０時間の範囲から適宜設定することができる。
鋳塊を作製した後に熱間圧延を行うまでの間に、必要に応じて鋳塊の面削を行い、均質化処理を行ってもよい。均質化処理における保持温度は、例えば３００～５７０℃の範囲から適宜設定することができる。また、均質化処理における保持時間は、例えば１～６０時間の範囲から適宜設定することができる。
（３）熱間圧延工程
次に、鋳塊に熱間圧延を行い、熱間圧延板を作製する。熱間圧延の圧延条件は特に限定されるものではないが、例えば、開始温度を３００～５５０℃の範囲とし、終了温度を２２０～３９０℃の範囲として熱間圧延を行うことができる。
次に、鋳塊に熱間圧延を行い、熱間圧延板を作製する。熱間圧延の圧延条件は特に限定されるものではないが、例えば、開始温度を３００～５５０℃の範囲とし、終了温度を２２０～３９０℃の範囲として熱間圧延を行うことができる。
（４）冷間圧延工程
熱間圧延を行った後、得られた熱間圧延板に１パス以上の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得ることができる。冷間圧延の圧延条件は特に限定されることはなく、所望するアルミニウム合金基板の厚み及び強度に応じて適宜設定すればよい。例えば、冷間圧延における総圧下率は２０～９５％とすることができる。また、冷間圧延板の厚みは、例えば、０．２～１．９ｍｍの範囲から適宜設定することができる。
熱間圧延を行った後、得られた熱間圧延板に１パス以上の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を得ることができる。冷間圧延の圧延条件は特に限定されることはなく、所望するアルミニウム合金基板の厚み及び強度に応じて適宜設定すればよい。例えば、冷間圧延における総圧下率は２０～９５％とすることができる。また、冷間圧延板の厚みは、例えば、０．２～１．９ｍｍの範囲から適宜設定することができる。
（５）焼鈍工程
上記態様の製造方法においては、冷間圧延における１パス目の前及びパス間のうち少なくとも一方において、必要に応じて焼鈍処理を行ってもよい。焼鈍処理は、バッチ式熱処理炉を用いて行ってもよいし、連続式熱処理炉を用いて行ってもよい。バッチ式熱処理炉を用いる場合、焼鈍時の保持温度を２５０～４３０℃、保持時間を０．１～１０時間の範囲とすることが好ましい。また、連続式熱処理炉を用いる場合、炉内の滞在時間を６０秒以内、炉内の温度を４００～６００℃とすることが好ましい。このような条件で焼鈍処理を行うことにより、冷間圧延時の加工性を回復させることができる。
以上の工程によって、アルミニウム合金板が作製される。
上記態様の製造方法においては、冷間圧延における１パス目の前及びパス間のうち少なくとも一方において、必要に応じて焼鈍処理を行ってもよい。焼鈍処理は、バッチ式熱処理炉を用いて行ってもよいし、連続式熱処理炉を用いて行ってもよい。バッチ式熱処理炉を用いる場合、焼鈍時の保持温度を２５０～４３０℃、保持時間を０．１～１０時間の範囲とすることが好ましい。また、連続式熱処理炉を用いる場合、炉内の滞在時間を６０秒以内、炉内の温度を４００～６００℃とすることが好ましい。このような条件で焼鈍処理を行うことにより、冷間圧延時の加工性を回復させることができる。
以上の工程によって、アルミニウム合金板が作製される。
Ａ－３．アルミニウム合金基板の製造方法
上記のアルミニウム合金板からアルミニウム合金基板を作製するに当たっては、例えば、以下の方法を採用することができる。まず、アルミニウム合金板に打ち抜き加工を行って円環状を呈するディスクブランクを作製する。その後、ディスクブランクを厚み方向の両側から加圧しながら加熱して加圧焼鈍を行うことにより、ディスクブランクの歪みを低減させ、平坦度を向上させる。加圧焼鈍における保持温度と圧力は、例えば、２５０～４３０℃で１．０～３．０ＭＰａの範囲から適宜選択することができる。また、加圧焼鈍における保持時間は、例えば、３０分以上とすることができる。
上記のアルミニウム合金板からアルミニウム合金基板を作製するに当たっては、例えば、以下の方法を採用することができる。まず、アルミニウム合金板に打ち抜き加工を行って円環状を呈するディスクブランクを作製する。その後、ディスクブランクを厚み方向の両側から加圧しながら加熱して加圧焼鈍を行うことにより、ディスクブランクの歪みを低減させ、平坦度を向上させる。加圧焼鈍における保持温度と圧力は、例えば、２５０～４３０℃で１．０～３．０ＭＰａの範囲から適宜選択することができる。また、加圧焼鈍における保持時間は、例えば、３０分以上とすることができる。
加圧焼鈍を行った後、ディスクブランクに切削加工及び研削加工を順次行い、所望の形状を有するアルミニウム合金基板を作製する。これらの加工を行った後に、必要に応じて、１５０～３５０℃で０．１～５．０時間の条件で、加工時の歪を除去する歪取り熱処理を行ってもよい。
以上の工程によって、アルミニウム合金基板が作製される。
以上の工程によって、アルミニウム合金基板が作製される。
Ａ－４．アルミニウム合金基板表面に存在する粒子
アルミニウム合金基板表面には、アルミニウム合金板の製造工程やアルミニウム合金基板の製造工程において後述の周囲環境から混入する粒子が存在し、また、アルミニウム合金成分に由来する粒子が存在する。これらの粒子のうち、１μｍ以上の最長径を有する粗大なものは、磁気ディスクの製造過程においてアルミニウム合金基板表面から脱落すると、その表面に大きな窪みが形成され、また、切削加工や研削加工の際に表面から脱落したものは工具とアルミニウム合金基板との間で引きずられ、アルミニウム合金基板表面を傷付ける。このような窪みや傷が存在している状態で無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を実施すると、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の表面にめっきピットが形成され、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性が損なわれる。従って、このような粗大な粒子の生成を抑制する必要がある。本発明者らによって、このような粗大な粒子として、周囲環境から混入するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子と、アルミニウム合金成分に由来するＴｉ－Ｂ系粒子が存在することが判明した。
アルミニウム合金基板表面には、アルミニウム合金板の製造工程やアルミニウム合金基板の製造工程において後述の周囲環境から混入する粒子が存在し、また、アルミニウム合金成分に由来する粒子が存在する。これらの粒子のうち、１μｍ以上の最長径を有する粗大なものは、磁気ディスクの製造過程においてアルミニウム合金基板表面から脱落すると、その表面に大きな窪みが形成され、また、切削加工や研削加工の際に表面から脱落したものは工具とアルミニウム合金基板との間で引きずられ、アルミニウム合金基板表面を傷付ける。このような窪みや傷が存在している状態で無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を実施すると、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の表面にめっきピットが形成され、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性が損なわれる。従って、このような粗大な粒子の生成を抑制する必要がある。本発明者らによって、このような粗大な粒子として、周囲環境から混入するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子と、アルミニウム合金成分に由来するＴｉ－Ｂ系粒子が存在することが判明した。
（１）アルミニウム合金基板表面のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子
アルミニウム合金基板表面には、Ｓｉ－Ｋ（カリウム）－Ｏ（酸素）系粒子が分散している。アルミニウム合金基板表面に存在するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子のうち、１μｍ以上の最長径を有するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の数は１個／６０００ｍｍ２以下に規制される。
アルミニウム合金基板表面には、Ｓｉ－Ｋ（カリウム）－Ｏ（酸素）系粒子が分散している。アルミニウム合金基板表面に存在するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子のうち、１μｍ以上の最長径を有するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の数は１個／６０００ｍｍ２以下に規制される。
１μｍ以上の最長径を有するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が１個／６０００ｍｍ２よりも多い場合には、アルミニウム合金基板表面に粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が存在していることになる。そして、このようなＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が磁気ディスクの製造過程において表面から脱落すると、アルミニウム合金基板の表面に大きな窪みが形成される。また、切削加工や研削加工の際に表面から脱落したＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が工具とアルミニウム合金基板との間で引きずられた場合、アルミニウム合金基板の表面に傷が発生する虞がある。このような窪みや傷が存在している状態で無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を実施すると、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の表面にめっきピットが形成され易くなる。図１は、めっき後のアルミニウム合金基板の断面を示す走査イオン顕微鏡写真であるが、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が存在するとめっきピットが形成されているのが分かる。図１について更に説明すると、図の上部に示すめっきピットの位置には、図中に示されるようなＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が存在していたものであり、その粒子の一部が磁気ディスクの製造過程において表面から脱落して窪みとなり、この窪みがその後の無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理によってＮｉ－Ｐめっき皮膜の表面にめっきピットを形成するものである。
１μｍ以上の最長径を有するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の数を１個／６０００ｍｍ２以下とすることにより、アルミニウム合金基板における粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の生成が抑制される。その結果、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理において、めっきピットが少なく平滑性の高いＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成することができる。Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより高める観点からは、アルミニウム合金基板の表面に、１μｍ以上の最長径を有するＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が存在しないこと、すなわち、０個／６０００ｍｍ２であることが好ましい。或いは、アルミニウム合金基板表面にＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が存在していても、その最長径が１μｍ未満であれば問題はない。最長径が１μｍ未満の場合は、上述のように形成される表面の窪みや傷が小さいので、これによって形成されるＮｉ－Ｐめっき皮膜表面のめっきピットも小さく問題になる虞がない。
なお、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子は、アルミニウム合金板を製造する際の圧延時やレベラー処理時等のロールを使用した処理時や、ディスクブランク打ち抜き時等に、ロール装置や打ち抜き装置の周囲の環境（以下、これらを「周囲環境」という）に存在する塵等が空気の対流や装置の振動などによってアルミニウム合金板表面に漂着し、その後の処理を経て最終的にアルミニウム合金基板表面に付着するものである。本発明では、このようなＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子を、周囲環境から表面に付着したＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子と云う。
特に、アルミニウム合金板を製造する際の熱間圧延や冷間圧延のロールの使用時では、ロールの作動による振動によって周囲環境に存在する塵等が圧延板の表面に付着し、その後の工程で表面に埋め込まれる。また、アルミニウム合金板からのディスクブランク打ち抜き時においても断続的に打ち抜きが行われるため、その振動により塵等が表面に付着し、その後の加圧焼鈍で表面に埋め込まれる。ロール使用時や打ち抜き時に付着した塵等を完全に除去することは困難であるが、上述のように、最長径１μｍ未満のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子はＮｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性に影響を及ぼさない。Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の発生を抑制する方法としては、装置の周辺に保護カバーを設置することや、塵等が少ない環境に装置を設置することが有効である。なお、保護カバーとしては、ポリ塩化ビニルやアクリル樹脂、ガラス等を用いることが好ましい。保護カバーと装置までの距離が遠過ぎると混入防止の効果が少なく、近過ぎると保護カバーに付着した異物が落下して混入する虞もある。そのため、保護カバーと装置までの距離を０．５～６．０ｍとするのが好ましい。更に好ましくは、１．０～５．５ｍである。
上記の対策を行うことで、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の発生を大幅に抑制することが可能だが、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が微量混入した場合に備えて、化学的処理を行うことが更に好ましい。なお、化学的処理を行う場合は、研削加工前に行うことが好ましい。化学的処理としては、硫酸等の水溶液を用いて行うことが好ましい。化学的処理液の濃度が０．１％未満の場合は、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の除去が不十分な可能性があり、１．０％を超える場合、又は化学的処理液の温度が４０℃を超える場合には、反応が活発になって板表面に孔が開き、めっき表面の平滑性が低下する可能性がある。そのため、０．１～１．０％の４０℃以下の化学的処理液で洗浄を行うことが好ましい。また、化学的処理液の濃度は、０．２～０．８％の範囲が好ましく、温度は３０℃以下が好ましい。温度が５℃以下ではＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の除去の効果が十分に得られない。なお、化学的洗浄の処理時間は５秒以上が好ましい。処理時間が短い場合はＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の除去が不十分となる可能性がある。処理時間の上限は特に設けないが、長くなり過ぎると製造コストが高くなるため、処理時間の上限は１００秒程度とする。
このようにしてアルミニウム合金基板表面に付着したＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とは、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）を有するＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて元素分析を行った際に、Ｓｉ、Ｋ及びＯが検出される粒子をいう。また、本発明においてＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の最長径とは、ＳＥＭによるアルミニウム合金基板の表面画像において、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の輪郭線上で最も離間した２点の距離として定義する。
Ａ－５．アルミニウム合金基板表面のＴｉ－Ｂ系粒子
アルミニウム合金基板表面には、Ｔｉ－Ｂ系粒子が分散している。アルミニウム合金基板表面に存在するＴｉ－Ｂ系粒子のうち、１μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｂ系粒子の数は１個／６０００ｍｍ２以下に規制される。
アルミニウム合金基板表面には、Ｔｉ－Ｂ系粒子が分散している。アルミニウム合金基板表面に存在するＴｉ－Ｂ系粒子のうち、１μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｂ系粒子の数は１個／６０００ｍｍ２以下に規制される。
１μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｂ系粒子が１個／６０００ｍｍ２よりも多い場合には、アルミニウム合金基板表面に粗大なＴｉ－Ｂ系粒子が存在していることになる。そして、このようなＴｉ－Ｂ系粒子が磁気ディスクの製造過程において表面から脱落すると、アルミニウム合金基板の表面に大きな窪みが形成される。また、切削加工や研削加工の際に表面から脱落したＴｉ－Ｂ系粒子が工具とアルミニウム合金基板との間で引きずられた場合、アルミニウム合金基板の表面に傷が発生する虞がある。このような窪みや傷が存在している状態で無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を実施すると、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の表面にめっきピットが形成され易くなる。
１μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｂ系粒子の数を１個／６０００ｍｍ２以下とすることにより、アルミニウム合金基板における粗大なＴｉ－Ｂ系粒子の生成が抑制される。その結果、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理において、めっきピットが少なく平滑性の高いＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成することができる。Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性をより高める観点からは、アルミニウム合金基板の表面に、１μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｂ系粒子が存在しないこと、すなわち、０個／６０００ｍｍ２であることが好ましい。或いは、アルミニウム合金基板表面にＴｉ－Ｂ系粒子が存在していても、その最長径が１μｍ未満であれば問題はない。最長径が１μｍ未満の場合は、上述のように形成される表面の窪みや傷が小さいので、これによって形成されるＮｉ－Ｐめっき皮膜表面のめっきピットも小さく問題になる虞がない。
なお、少なくともＴｉ及びＢの両方を含むＴｉ－Ｂ系粒子については上述のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とは異なり、用いるアルミニウム合金に含まれる不可避的不純物としてのＴｉとＢによって、アルミニウム合金板の製造工程であるアルミニウム合金溶湯の溶製工程などで形成され、その後の処理を経て最終的に表面を含むアルミニウム合金基板中に形成されるものである。このようなＴｉ－Ｂ系粒子を完全に除去することは困難であるが、上述ように最長径１μｍ未満のＴｉ－Ｂ系粒子は、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性に影響を及ぼさない。Ｔｉ－Ｂ系粒子の発生を抑制する方法としては、Ｔｉ及びＢの含有量の少ない原料を使用することが有効である。すなわち、アルミニウム合金中に含有される不可避的不純物としてのＴｉとＢの含有量を、それぞれ０．１０％以下と０．００１５％以下に制限することが好ましい。
このようにしてアルミニウム合金基板表面に付着したＴｉ－Ｂ系粒子とは、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）を有するＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて元素分析を行った際に、Ｔｉ及びＢが検出される粒子をいう。また、本発明においてＴｉ－Ｂ系粒子の最長径とは、ＳＥＭによるアルミニウム合金基板の表面画像において、Ｔｉ－Ｂ系粒子の輪郭線上で最も離間した２点の距離として定義する。
Ａ－６．アルミニウム合金基板のヤング率
次に、アルミニウム合金基板のヤング率について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金基板では、ヤング率を７２ＧＰａ以上とすることで剛性が向上し、耐衝撃性の向上を図ることができる。アルミニウム合金基板においては、便宜上、ヤング率を耐衝撃性向上効果の強弱を表す指標として用いている。
次に、アルミニウム合金基板のヤング率について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金基板では、ヤング率を７２ＧＰａ以上とすることで剛性が向上し、耐衝撃性の向上を図ることができる。アルミニウム合金基板においては、便宜上、ヤング率を耐衝撃性向上効果の強弱を表す指標として用いている。
アルミニウム合金基板のヤング率は、７２ＧＰａ以上であるのが好ましく、７５ＧＰａ以上であることがより好ましい。なお、アルミニウム合金基板のヤング率の上限値は特に限定されるものではないが、合金組成や製造方法に拠って自ずと決まるものであり、本発明では８０ＧＰａ程度である。
Ｂ．磁気ディスク
Ｂ－１．磁気ディスクの構成
上記アルミニウム合金基板を備えた磁気ディスクは、例えば、以下の構成を有する。即ち、磁気ディスクは、アルミニウム合金基板と、このアルミニウム合金基板表面を覆うＮｉ－Ｐめっき皮膜と、このＮｉ－Ｐめっき皮膜上に積層された磁性体層とを有する。
Ｂ－１．磁気ディスクの構成
上記アルミニウム合金基板を備えた磁気ディスクは、例えば、以下の構成を有する。即ち、磁気ディスクは、アルミニウム合金基板と、このアルミニウム合金基板表面を覆うＮｉ－Ｐめっき皮膜と、このＮｉ－Ｐめっき皮膜上に積層された磁性体層とを有する。
磁気ディスクは、更に、ダイヤモンドライクカーボンなどの炭素系材料からなり、磁性体層上に積層された保護層と、潤滑油からなり、保護層上に塗布された潤滑層とを有していてもよい。
Ｂ－２．磁気ディスクの製造方法
アルミニウム合金基板から磁気ディスクを製造するに当たっては、例えば、以下の方法を採用することができる。まず、アルミニウム合金基板に脱脂洗浄を行いアルミニウム合金基板の表面に付着した加工油等の油分を除去する。脱脂洗浄の後、必要に応じて、酸を用いてアルミニウム合金基板にエッチングを施してもよい。エッチングを行った場合には、エッチング後に、エッチングによって生じたスマットをアルミニウム合金基板から除去するデスマット処理を行なうことが好ましい。これらの処理における処理条件は、処理液の種類に応じて適宜設定することができる。
アルミニウム合金基板から磁気ディスクを製造するに当たっては、例えば、以下の方法を採用することができる。まず、アルミニウム合金基板に脱脂洗浄を行いアルミニウム合金基板の表面に付着した加工油等の油分を除去する。脱脂洗浄の後、必要に応じて、酸を用いてアルミニウム合金基板にエッチングを施してもよい。エッチングを行った場合には、エッチング後に、エッチングによって生じたスマットをアルミニウム合金基板から除去するデスマット処理を行なうことが好ましい。これらの処理における処理条件は、処理液の種類に応じて適宜設定することができる。
これらのめっき前処理を行った後に、アルミニウム合金基板の表面にＺｎ皮膜を形成するジンケート処理を行う。ジンケート処理においては、ＡｌをＺｎに置換する亜鉛置換めっきを行うことにより、Ｚｎ皮膜を形成することができる。ジンケート処理としては、１回目の亜鉛置換めっきを行った後に、アルミニウム合金基板の表面に形成されたＺｎ皮膜を一旦剥離し、再度亜鉛置換めっきを行ってＺｎ皮膜を形成する、いわゆるダブルジンケート法を採用するのが好ましい。ダブルジンケート法によれば、１回目の亜鉛置換めっきのみによって形成されるＺｎ皮膜に比べて、より緻密なＺｎ皮膜をアルミニウム合金基板表面に形成することができる。その結果、後工程の無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理においてＮｉ－Ｐめっき皮膜の欠陥を低減することができる。
ジンケート処理によってアルミニウム合金基板の表面にＺｎ皮膜を形成した後に、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を行うことにより、Ｚｎ皮膜をＮｉ－Ｐめっき皮膜によって置換することができる。上述のように、アルミニウム合金基板表面において、粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子やＴｉ－Ｂ系粒子が少なくできれば、ジンケート処理後のアルミニウム合金基板の表面には、緻密で厚みが薄く、かつ、厚みのバラつきが小さいＺｎ皮膜が形成される。そして、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理においてこのようなＺｎ皮膜をＮｉ－Ｐめっき皮膜によって置換することにより、めっきピットが少なく平滑なＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成することができる。
Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の厚さを厚くすると、めっきピットが少なくなる傾向があり、平滑なＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成することができる。従って、めっき厚は７μｍ以上が好ましく、より好ましくは１８μｍ以上であり、更に好ましくは２５μｍ以上である。なお、実用上、めっき厚の上限値は４０μｍ程度である。
無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理の後に、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜を研磨することにより、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の表面の平滑性を更に高めることができる。
無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理の後に（研磨処理も含めて）、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜上に、スパッタリングによって磁性体を付着させて磁性体層を形成する。磁性体層は、単一の層から構成されていてもよく、又は、互いに異なる組成を有する複数の層から構成されていてもよい。スパッタリングを行った後に、ＣＶＤによって磁性体層上に炭素系材料からなる保護層を形成する。次いで、保護層上に潤滑油を塗布して潤滑層を形成する。以上により、磁気ディスクを得ることができる。
アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、このアルミニウム合金板から作製したアルミニウム合金基板と及びその製造方法の実施例について説明する。なお、これらのアルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、このアルミニウム合金板から作製したアルミニウム合金基板と及びその製造方法の具体的な態様は、以下に示す実施例の態様に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で実施例から適宜構成を変更することができる。
（１）アルミニウム合金板の作製
以下の方法により、本実施例において評価に使用するアルミニウム合金板を作製した。まず、溶解炉において、表１に示す化学成分を有する溶湯を調製した。なお、Ｂ２以外の合金は、Ｂ量が０．００１５％以下（０．００００％ではない）のアルミニウム地金を使用し、Ｂ２の合金は、Ｂ量が０．００２５％のアルミニウム地金を使用した。
以下の方法により、本実施例において評価に使用するアルミニウム合金板を作製した。まず、溶解炉において、表１に示す化学成分を有する溶湯を調製した。なお、Ｂ２以外の合金は、Ｂ量が０．００１５％以下（０．００００％ではない）のアルミニウム地金を使用し、Ｂ２の合金は、Ｂ量が０．００２５％のアルミニウム地金を使用した。
次に、溶解炉内の溶湯を移し、後述の表２に示す鋳造方法で鋳塊を作製した。次いで、鋳塊の表面を面削し、鋳塊表面に存在する偏析層を除去した。面削を行った後に鋳塊を表２に示す条件で加熱処理することによって均質化処理を行なった。次いで、表２に示す条件で熱間圧延を実施して厚さ３ｍｍの熱間圧延板を得た。更に、熱間圧延板を総圧下率７５％で冷間圧延を実施し、厚さ約０．７ｍｍの冷間圧延板を得た。なお、Ｂ１以外の材料は、熱間圧延用や冷間圧延用等のロール装置から表２に示す長さ離間した位置に保護カバーを設置し、Ｂ１では保護カバーを設置せずにアルミニウム合金板を作製した。なお、合金Ｎｏ．Ｂ４はＦｅ、Ｍｎ及びＮｉ量の合計含有量が多過ぎ強度が高過ぎたため、熱間圧延時に割れが発生して磁気ディスクとして使用できなかった。従って、合金Ｎｏ．Ｂ４を用いた比較例４では、熱間圧延及び冷間圧延を行えず、加圧焼鈍を行わなかった。
（２）アルミニウム合金基板の作製
上記アルミニウム合金板に打ち抜き加工を施し、外径９８ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状を呈するディスクブランクを得た。次いで、得られたディスクブランクを厚み方向の両側から加圧しつつ、表２に示す温度で３時間保持して加圧焼鈍を実施した。更に、加圧焼鈍後の各ディスクブランクの外周端面及び内周端面に切削加工を施し、外径９７ｍｍで内径２５ｍｍのディスクブランクに加工した。その後、各ディスクブランクの板面に、研削量が１０μｍとなるように研削加工を施した。以上により、アルミニウム合金基板の試験材を作製した。
上記アルミニウム合金板に打ち抜き加工を施し、外径９８ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状を呈するディスクブランクを得た。次いで、得られたディスクブランクを厚み方向の両側から加圧しつつ、表２に示す温度で３時間保持して加圧焼鈍を実施した。更に、加圧焼鈍後の各ディスクブランクの外周端面及び内周端面に切削加工を施し、外径９７ｍｍで内径２５ｍｍのディスクブランクに加工した。その後、各ディスクブランクの板面に、研削量が１０μｍとなるように研削加工を施した。以上により、アルミニウム合金基板の試験材を作製した。
（３）Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の分布の評価
上記各試験材におけるＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数の評価方法を以下に説明する。なお、合金Ｎｏ．Ｂ３はＦｅ、Ｍｎ及びＮｉ量の合計含有量が少な過ぎ強度が低過ぎたため、切削加工時等に変形して磁気ディスク用として使用できなかった。合金Ｎｏ．Ｂ４を用いた比較例４では、全ての評価を行わなかった。
上記各試験材におけるＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数の評価方法を以下に説明する。なお、合金Ｎｏ．Ｂ３はＦｅ、Ｍｎ及びＮｉ量の合計含有量が少な過ぎ強度が低過ぎたため、切削加工時等に変形して磁気ディスク用として使用できなかった。合金Ｎｏ．Ｂ４を用いた比較例４では、全ての評価を行わなかった。
上記各試験材におけるＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の観察は、ＳＥＭにより行った。しかしながら、ＳＥＭによる観察範囲は数百μｍ２程度であるため、アルミニウム合金基表面に存在する最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数が極めて少ない場合は、ＳＥＭを用いた各試験材表面の観察によってＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数を測定することは現実的ではない。そのため、本実施例においては、各試験材について以下の方法により最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数を測定した。
アルミニウム合金板表面に粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子が存在しない場合には、切削加工や研削加工の際に、粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子に起因する傷がアルミニウム合金基板表面に形成されないため平滑な表面を有するアルミニウム合金基板を得ることができる。その結果、アルミニウム合金基板上に形成されるＮｉ－Ｐめっき皮膜にもめっきピットが形成され難い。
一方、アルミニウム合金板表面に粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子が存在する場合には、切削加工や研削加工の際に、粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子に起因する傷がアルミニウム合金基板表面に形成される。その結果、アルミニウム合金基板上のＮｉ－Ｐめっき皮膜には、アルミニウム合金基板表面の傷の直上の位置にめっきピットが形成され易い。
そこで、まず、アルミニウム合金基板の各試験材の表面を目視により観察し、切削加工や研削加工の際に形成された傷の有無を確認した。次に、表面に傷が存在する試験材について、傷とその周辺をＳＥＭにより観察してＥＤＳを用いて表面の面分析を行った。そして、面分析により得られたＳＥＭ画像に基づき、各試験材表面にＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子が存在していること、ならびに、Ｓｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の最長径と個数を確認した。
結果を表２に示す。表２には、各試験材の表面に存在する最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数、つまり、アルミニウム合金基板表面に存在する最長径１ｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数を６０００ｍｍ２当たりの数に換算した値を示す。
（４）ヤング率の評価
上述の加圧焼鈍後のディスクブランクから、６０ｍｍ×８ｍｍのサンプルを採取し、圧延方向から０°方向のヤング率を測定した。ヤング率の測定は、日本テクノプラス株式会社製のＪＥ－ＲＴ型の装置を用いて室温で行なった。なお、アルミニウム合金基板の試験材から上記サイズのサンプルを採取して、同様にヤング率を測定すべきところである。しかしながら、加圧焼鈍後のディスクブランクを用いて測定したヤング率が、アルミニウム合金基板のヤング率の測定値と一致したことが確認されているので、本実施例では前者の測定値を採用した。なお、磁気ディスクの無電解Ｎｉ－ＰめっきとＺｎ皮膜を剥離したものから上記サイズのサンプルを採取して、上記と同様に測定したヤング率もまた、加圧焼鈍後のディスクブランク及びアルミニウム合金基板を用いて測定したヤング率と一致したことが確認されている。結果を表２に示す。
上述の加圧焼鈍後のディスクブランクから、６０ｍｍ×８ｍｍのサンプルを採取し、圧延方向から０°方向のヤング率を測定した。ヤング率の測定は、日本テクノプラス株式会社製のＪＥ－ＲＴ型の装置を用いて室温で行なった。なお、アルミニウム合金基板の試験材から上記サイズのサンプルを採取して、同様にヤング率を測定すべきところである。しかしながら、加圧焼鈍後のディスクブランクを用いて測定したヤング率が、アルミニウム合金基板のヤング率の測定値と一致したことが確認されているので、本実施例では前者の測定値を採用した。なお、磁気ディスクの無電解Ｎｉ－ＰめっきとＺｎ皮膜を剥離したものから上記サイズのサンプルを採取して、上記と同様に測定したヤング率もまた、加圧焼鈍後のディスクブランク及びアルミニウム合金基板を用いて測定したヤング率と一致したことが確認されている。結果を表２に示す。
表２に示すように、本発明例１～１２では、請求項で規定する特定の合金組成を有し、かつ、試験材の表面に露出した最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子とＴｉ－Ｂ系粒子の数が１個／６０００ｍｍ２以下であった。そのため、これらの本発明例では、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理におけるめっきピットの形成が抑制され、Ｎｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性を高めることができる。
一方、比較例１では、保護カバーを設置せずにＢ１のアルミニウム合金板を作製したため周囲環境からの塵等がアルミニウム合金板表面に付着し埋め込まれ、粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子が多数存在した。粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子は、アルミニウム合金基板を作製する過程で脱落し、表面の窪みや傷の原因となった。そのため、比較例１では、合金Ｎｏ．Ｂ１から作製されたアルミニウム合金基板に無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を行なった際に、めっきピットの数が多くなりＮｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性が低下することになる。また、比較例１では、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの合計含有量が少ない合金Ｎｏ．Ｂ１から作製されたアルミニウム合金基板を用いたため、耐衝撃性特性の指標となるヤング率が低過ぎた。
比較例２では、Ｂ含有量が０．００２５％の合金Ｎｏ．Ｂ２を使用したため、粗大なＴｉ－Ｂ系粒子が多数存在した。粗大なＴｉ－Ｂ系粒子は、アルミニウム合金基板を作製する過程で脱落し、表面の窪みや傷の原因となった。そのため、比較例２では、合金Ｎｏ．Ｂ２から作製されたアルミニウム合金基板に無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を行なった際に、めっきピットの数が多くなりＮｉ－Ｐめっき皮膜の平滑性が低下することになる。また、比較例２では、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの合計含有量が少ない合金Ｎｏ．Ｂ２から作製されたアルミニウム合金基板を用いたため、耐衝撃性特性の指標となるヤング率が低過ぎた。
比較例３では、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉの合計含有量が少ない合金Ｎｏ．Ｂ３から作製されたアルミニウム合金基板を用いたため、耐衝撃性特性の指標となるヤング率が低過ぎた。
上述のように、合金Ｎｏ．Ｂ４を用いた比較例４では全ての評価を行わなかった。
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、２０２０年４月６日に出願された、日本国特許出願特願２０２０－０６８３６８号に基づく。本明細書中に日本国特許出願特願２０２０－０６８３６８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。
本発明により、剛性と強度を高めて優れた耐衝撃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できる。また、本発明により、表面の粗大なＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子及びＴｉ－Ｂ系粒子の生成を抑制して、これら粒子の脱落による基板表面への損傷を低減することによって、めっきピットが少なく平滑性の高いＮｉ－Ｐめっき皮膜を形成可能な磁気ディスク用アルミニウム合金基板を提供できる。
Claims (4)
- 必須元素であるＦｅと、選択元素であるＭｎ及びＮｉの少なくともいずれか一方を含有し、これらＦｅ、Ｍｎ及びＮｉの含有量の合計が０．１０～７．００ｍａｓｓ％の関係を有し、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、周囲環境から表面に付着した最長径１μｍ以上のＳｉ－Ｋ－Ｏ系粒子の分布が１個以下／６０００ｍｍ２であり、表面に存在する最長径１μｍ以上のＴｉ－Ｂ系粒子の分布が１個以下／６０００ｍｍ２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基板。
- ヤング率が７２ＧＰａ以上である、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。
- 前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：１．００ｍａｓｓ％以下、Ｚｎ：０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：３．５０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１４．００ｍａｓｓ％以下、Ｂｅ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｒ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｎａ：０．１０ｍａｓｓ％以下及びＰ：０．１０ｍａｓｓ％以下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基板。
- 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。
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