JP7132415B1 - 磁気ディスク用アルミニウム合金板、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
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Abstract
【課題】耐力とヤング率に優れるとともに、圧延時における割れの発生が抑制された磁気ディスク用アルミニウム合金板、ブランクおよびサブストレートを提供する。【解決手段】磁気ディスク用アルミニウム合金板、ブランク、および、サブストレートは、Ｍｇ：２．１質量％以上４．８質量％以下、Ｃｕ：１．００質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：０．２０質量％以下であり、Ｆｅ：０．１０質量％以上１．７０質量％以下、Ｍｎ：０．０６質量％以上１．５０質量％以下、および、Ｎｉ：０．０００１質量％以上２．７０質量％以下、のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなり、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が１．０５質量％以上２．４０質量％以下であり、Ｍｇの含有量（質量％）＜－２．７５×前記合計含有量（質量％）＋８．８の式を満たす。【選択図】なし
Description
本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金板、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。
コンピュータ等の記録媒体として使用される磁気ディスクは、非磁性の基板に磁性膜を形成されてなる。一般的に、当該基板には、軽量且つ高い剛性を有し、平滑な表面であることが要求されるため、ＪＩＳ Ｈ ４０００：２００６に規定の５０８６合金（Ａ－Ｍｇ系合金）が用いられている。
そして、磁気ディスクは、前記合金を用いて板材およびブランクが製造された後、例えば、表面を鏡面加工し、脱脂処理、酸エッチング処理、デスマット処理、１ｓｔジンケート処理、硝酸剥離処理、２ｎｄジンケート処理、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理が順に行われ、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の上に磁性膜等が形成されることによって製造される。
このような磁気ディスクに用いられるアルミニウム合金板については、これまでにも研究開発が進められ、様々な合金板が提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｍｇを３．０～６．０質量％含有し、残部がＡｌおよび不純物であるアルミニウム合金からなる磁気ディスク用ブランク材の製造方法であって、前記磁気ディスク用ブランク材に対して、１．５ＭＰａ以上４ＭＰａ以下の負荷荷重を負荷して加圧しながら、２１０℃以上２８０℃以下の焼鈍温度で焼鈍する加圧焼鈍工程を備えていることを特徴とする磁気ディスク用ブランク材の製造方法が記載されている。
例えば、特許文献１には、Ｍｇを３．０～６．０質量％含有し、残部がＡｌおよび不純物であるアルミニウム合金からなる磁気ディスク用ブランク材の製造方法であって、前記磁気ディスク用ブランク材に対して、１．５ＭＰａ以上４ＭＰａ以下の負荷荷重を負荷して加圧しながら、２１０℃以上２８０℃以下の焼鈍温度で焼鈍する加圧焼鈍工程を備えていることを特徴とする磁気ディスク用ブランク材の製造方法が記載されている。
特許文献１では、耐力、耐衝撃性という観点から、磁気ディスク用ブランク材の製造方法が検討されており、一定水準のものが製造できたことが記載されている。
しかしながら、アルミニウム合金からなる磁気ディスク用の板材（アルミニウム合金板、ブランクおよびサブストレート）に対して、薄肉化の要求は常に高まっており、薄肉化した板材に求められる高いレベルの「耐力」や「ヤング率」を確保する必要がある。
加えて、磁気ディスク用の板材の薄肉化に伴い、製造時における圧延割れが発生する確率が高まることから、この圧延割れの発生を可能な限り抑制する必要がある。
加えて、磁気ディスク用の板材の薄肉化に伴い、製造時における圧延割れが発生する確率が高まることから、この圧延割れの発生を可能な限り抑制する必要がある。
本発明は、前記問題に鑑みてなされたものであり、耐力とヤング率に優れるとともに、圧延時における割れの発生が抑制された磁気ディスク用アルミニウム合金板、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目的とする。
本発明者は鋭意研究した結果、合金組成を詳細に特定（特に、「Ｍｇの含有量」、「Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量」、「Ｍｇの含有量と前記合計含有量との関係式」の３つを特定）することによって、磁気ディスク用の板材が「耐力」と「ヤング率」に優れるだけでなく、「圧延割れの発生」を抑制できることを見出した。
以上の事項に基づき、本発明を創出した。
以上の事項に基づき、本発明を創出した。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板は、Ｍｇ：２．１質量％以上４．８質量％以下、Ｃｕ：１．００質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：０．２０質量％以下であり、Ｆｅ：０．１０質量％以上１．７０質量％以下、Ｍｎ：０．０６質量％以上１．５０質量％以下、および、Ｎｉ：０．０００１質量％以上２．７０質量％以下、のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなり、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が１．０５質量％以上２．４０質量％以下であり、Ｍｇの含有量（質量％）＜－２．７５×前記合計含有量（質量％）＋８．８の式を満たす。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板は、Ｂｅ：３ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であってもよい。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板は、Ｓｒ：１００ｐｐｍ以下であってもよい。
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は、前記した磁気ディスク用アルミニウム合金板からなる。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記した磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクからなる。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板は、Ｂｅ：３ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であってもよい。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板は、Ｓｒ：１００ｐｐｍ以下であってもよい。
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は、前記した磁気ディスク用アルミニウム合金板からなる。
また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記した磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクからなる。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板、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、耐力とヤング率に優れるとともに、圧延割れの発生が抑制されている。
以下、本発明の一実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板、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ついて説明する。
なお、以下の説明では、本実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板、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のそれぞれを、単に「アルミニウム合金板」（または「合金板」）、「ブランク」、「サブストレート」ということがある。
なお、以下の説明では、本実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金板、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のそれぞれを、単に「アルミニウム合金板」（または「合金板」）、「ブランク」、「サブストレート」ということがある。
［アルミニウム合金板］
本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉの含有量が所定の範囲内（又は所定値以下）であって、Ｆｅ、ＭｎおよびＮｉのうちの１種以上を含有するとともに、Ｆｅ、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｒの合計含有量が所定範囲内であって、Ｍｇの含有量と前記合計含有量とが所定の式を満たすアルミニウム合金からなる。そして、アルミニウム合金板は、さらに、Ｂｅを含有してもよく、Ｓｒを含有してもよい。
以下、本実施形態に係るアルミニウム合金板の各成分を詳細に説明する。
本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉの含有量が所定の範囲内（又は所定値以下）であって、Ｆｅ、ＭｎおよびＮｉのうちの１種以上を含有するとともに、Ｆｅ、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｒの合計含有量が所定範囲内であって、Ｍｇの含有量と前記合計含有量とが所定の式を満たすアルミニウム合金からなる。そして、アルミニウム合金板は、さらに、Ｂｅを含有してもよく、Ｓｒを含有してもよい。
以下、本実施形態に係るアルミニウム合金板の各成分を詳細に説明する。
（Ｍｇ：２．１質量％以上４．８質量％以下）
Ｍｇは、焼鈍軟化挙動を変化させることで、平坦度を向上させるだけでなく、耐力の向上に寄与する。詳細には、Ｍｇの含有量が２．１質量％以上であると、３２０℃付近の焼鈍温度域でアルミニウム合金板がＯ調質材の状態となり、矯正焼鈍を施した場合に優れた平坦度を発揮することができる。また、Ｍｇの含有量が２．１質量％以上であると、Ｍｇの添加による耐力の向上（例えば、１１０ＭＰａ以上）という効果を発揮することができ、加工時や使用時における薄肉化に伴う変形を抑制することができる。一方、Ｍｇの含有量が４．８質量％を超えると、圧延性が低下するおそれ（圧延割れが発生するおそれ）がある。そのため、Ｍｇの含有量は、２．１質量％以上４．８質量％以下とする。
なお、Ｍｇの含有量は、平坦度を向上させる観点から、２．３質量％以上、２．４質量％以上、２．５質量％以上、２．６質量％以上、２．７質量％以上、２．８質量％以上が好ましい。また、圧延性を確保する観点から、４．７質量％以下、４．６質量％以下、４．５質量％以下、４．４質量％以下、３．９質量％以下が好ましい。
Ｍｇは、焼鈍軟化挙動を変化させることで、平坦度を向上させるだけでなく、耐力の向上に寄与する。詳細には、Ｍｇの含有量が２．１質量％以上であると、３２０℃付近の焼鈍温度域でアルミニウム合金板がＯ調質材の状態となり、矯正焼鈍を施した場合に優れた平坦度を発揮することができる。また、Ｍｇの含有量が２．１質量％以上であると、Ｍｇの添加による耐力の向上（例えば、１１０ＭＰａ以上）という効果を発揮することができ、加工時や使用時における薄肉化に伴う変形を抑制することができる。一方、Ｍｇの含有量が４．８質量％を超えると、圧延性が低下するおそれ（圧延割れが発生するおそれ）がある。そのため、Ｍｇの含有量は、２．１質量％以上４．８質量％以下とする。
なお、Ｍｇの含有量は、平坦度を向上させる観点から、２．３質量％以上、２．４質量％以上、２．５質量％以上、２．６質量％以上、２．７質量％以上、２．８質量％以上が好ましい。また、圧延性を確保する観点から、４．７質量％以下、４．６質量％以下、４．５質量％以下、４．４質量％以下、３．９質量％以下が好ましい。
（Ｃｕ：１．００質量％以下）
Ｃｕは、低い平衡分配係数を示し、アルミニウム合金の固相線温度を大きく低下させる。そのため、Ｃｕには、状態図上の固液共存領域を広くし、鋳造時の湯漏れの発生頻度を低減させる効果がある。また、Ｃｕは、ジンケート処理において亜鉛を均一に析出させる効果がある。ただ、Ｃｕの含有量が１．００質量％を超えると、状態図上の固液共存領域が過度に広くなる。その結果、金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。また、Ｃｕの含有量が１．００質量％を超えると、密度が上昇し、軽量化を妨げるおそれがある。そのため、Ｃｕの含有量は、１．００質量％以下（０．００質量％を含む）とする。
なお、Ｃｕの含有量は、前記したＣｕの添加による効果を確実に得る観点から、０．０２質量％以上、０．０５質量％以上が好ましい。また、Ｃｕの含有量は、圧延性を確保する観点などから、０．７０質量％以下、０．６０質量％以下が好ましい。
Ｃｕは、低い平衡分配係数を示し、アルミニウム合金の固相線温度を大きく低下させる。そのため、Ｃｕには、状態図上の固液共存領域を広くし、鋳造時の湯漏れの発生頻度を低減させる効果がある。また、Ｃｕは、ジンケート処理において亜鉛を均一に析出させる効果がある。ただ、Ｃｕの含有量が１．００質量％を超えると、状態図上の固液共存領域が過度に広くなる。その結果、金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。また、Ｃｕの含有量が１．００質量％を超えると、密度が上昇し、軽量化を妨げるおそれがある。そのため、Ｃｕの含有量は、１．００質量％以下（０．００質量％を含む）とする。
なお、Ｃｕの含有量は、前記したＣｕの添加による効果を確実に得る観点から、０．０２質量％以上、０．０５質量％以上が好ましい。また、Ｃｕの含有量は、圧延性を確保する観点などから、０．７０質量％以下、０．６０質量％以下が好ましい。
（Ｃｒ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下）
Ｃｒは、初晶を微細化して金属間化合物を均一に分布させる効果があり、強度や耐力の向上に寄与する。Ｃｒの含有量が０．０１質量％未満であると、初晶が十分に微細化されず、Ｃｒの添加による強度や耐力を向上する効果が十分に得られない。一方、Ｃｒの含有量が０．３０質量％を超えると、金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｃｒの含有量は、０．０１質量％以上０．３０質量％以下とする。
なお、Ｃｒの含有量は、強度や耐力を向上する観点から、０．０５質量％以上、０．１０質量％以上、０．１５質量％以上が好ましい。また、Ｃｒの含有量は、圧延性を確保する観点から、０．２７質量％以下、０．２５質量％以下が好ましい。
Ｃｒは、初晶を微細化して金属間化合物を均一に分布させる効果があり、強度や耐力の向上に寄与する。Ｃｒの含有量が０．０１質量％未満であると、初晶が十分に微細化されず、Ｃｒの添加による強度や耐力を向上する効果が十分に得られない。一方、Ｃｒの含有量が０．３０質量％を超えると、金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｃｒの含有量は、０．０１質量％以上０．３０質量％以下とする。
なお、Ｃｒの含有量は、強度や耐力を向上する観点から、０．０５質量％以上、０．１０質量％以上、０．１５質量％以上が好ましい。また、Ｃｒの含有量は、圧延性を確保する観点から、０．２７質量％以下、０．２５質量％以下が好ましい。
（Ｓｉ：０．２０質量％以下）
Ｓｉは、通常、地金中の不可避的不純物としてアルミニウム合金中に混入し、単体Ｓｉや、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物などを形成する。Ｓｉの含有量が０．２０質量％を超えると、ヤング率が低くなったり、単体ＳｉやＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物が粗大になり、圧延性が低くなったりする。そのため、Ｓｉの含有量は、０．２０質量％以下（０．００質量％を含む）とする。
なお、Ｓｉの含有量は、ヤング率および圧延性の低下を抑制する観点から、０．１０質量％以下、０．０７質量％以下、０．０４質量％以下が好ましい。Ｓｉの含有量は、低いほど望ましく、０質量％でも本発明の特性を損なわないが、高純度の原料（Ａｌ地金および中間合金地金など）が必要になるのでコストが高くなる。そのため、Ｓｉの含有量は、０．００４質量％以上が工業的に好ましい。
Ｓｉは、通常、地金中の不可避的不純物としてアルミニウム合金中に混入し、単体Ｓｉや、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物などを形成する。Ｓｉの含有量が０．２０質量％を超えると、ヤング率が低くなったり、単体ＳｉやＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物が粗大になり、圧延性が低くなったりする。そのため、Ｓｉの含有量は、０．２０質量％以下（０．００質量％を含む）とする。
なお、Ｓｉの含有量は、ヤング率および圧延性の低下を抑制する観点から、０．１０質量％以下、０．０７質量％以下、０．０４質量％以下が好ましい。Ｓｉの含有量は、低いほど望ましく、０質量％でも本発明の特性を損なわないが、高純度の原料（Ａｌ地金および中間合金地金など）が必要になるのでコストが高くなる。そのため、Ｓｉの含有量は、０．００４質量％以上が工業的に好ましい。
（Ｆｅ：０．１０質量％以上１．７０質量％以下）
Ｆｅは、強度やヤング率の向上に寄与する。Ｆｅの含有量が０．１０質量％以上であると、Ｆｅに基づく強度やヤング率の向上効果を得ることができる。ただ、Ｆｅの含有量が１．７０質量％を超えると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系金属間化合物が粗大化したり、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｆｅを含有する場合は、Ｆｅの含有量は、０．１０質量％以上１．７０質量％以下とする。
なお、Ｆｅの含有量は、剛性を高くする観点から、０．２０質量％以上、０．３０質量％以上がより好ましい。また、Ｆｅの含有量は、圧延性を確保する観点から、１．５０質量％以下、１．４０質量％以下、１．３０質量％以下、０．９０質量％以下、０．５０質量％以下が好ましい。
Ｆｅは、強度やヤング率の向上に寄与する。Ｆｅの含有量が０．１０質量％以上であると、Ｆｅに基づく強度やヤング率の向上効果を得ることができる。ただ、Ｆｅの含有量が１．７０質量％を超えると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系金属間化合物が粗大化したり、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｆｅを含有する場合は、Ｆｅの含有量は、０．１０質量％以上１．７０質量％以下とする。
なお、Ｆｅの含有量は、剛性を高くする観点から、０．２０質量％以上、０．３０質量％以上がより好ましい。また、Ｆｅの含有量は、圧延性を確保する観点から、１．５０質量％以下、１．４０質量％以下、１．３０質量％以下、０．９０質量％以下、０．５０質量％以下が好ましい。
（Ｍｎ：０．０６質量％以上１．５０質量％以下）
Ｍｎは、強度やヤング率の向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．０６質量％以上であると、Ｍｎに基づく強度やヤング率の向上効果を得ることができる。ただ、Ｍｎの含有量が１．５０質量％を超えると、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｍｎを含有する場合は、Ｍｎの含有量は、０．０６質量％以上１．５０質量％以下とする。
なお、Ｍｎの含有量は、剛性を高くする観点から、０．０８質量％以上、０．０９質量％以上、０．１０質量％以上質量％以上が好ましい。また、Ｍｎの含有量は、圧延性を確保する観点から、１．２０質量％以上、０．９０質量％以下、０．６０質量％以下、０．４０質量％以下、０．３０質量％以下が好ましい。
Ｍｎは、強度やヤング率の向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．０６質量％以上であると、Ｍｎに基づく強度やヤング率の向上効果を得ることができる。ただ、Ｍｎの含有量が１．５０質量％を超えると、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｍｎを含有する場合は、Ｍｎの含有量は、０．０６質量％以上１．５０質量％以下とする。
なお、Ｍｎの含有量は、剛性を高くする観点から、０．０８質量％以上、０．０９質量％以上、０．１０質量％以上質量％以上が好ましい。また、Ｍｎの含有量は、圧延性を確保する観点から、１．２０質量％以上、０．９０質量％以下、０．６０質量％以下、０．４０質量％以下、０．３０質量％以下が好ましい。
（Ｎｉ：０．０００１質量％以上２．７０質量％以下）
Ｎｉは、強度やヤング率の向上に寄与する。Ｎｉの含有量が０．０００１質量％以上であると、Ｎｉに基づく強度やヤング率の向上効果を得ることができる。ただ、Ｎｉの含有量が２．７０質量％を超えると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉの含有量は、０．０００１質量％以上２．７０質量％以下とする。
なお、Ｎｉの含有量は、剛性を高くする観点から、０．４０質量％以上、０．５０質量％以上、０．６０質量％以上が好ましい。また、Ｎｉの含有量は、圧延性を確保する観点から、２．５０質量％以下、１．８０質量％以下、１．１０質量％以下が好ましい。
Ｎｉは、強度やヤング率の向上に寄与する。Ｎｉの含有量が０．０００１質量％以上であると、Ｎｉに基づく強度やヤング率の向上効果を得ることができる。ただ、Ｎｉの含有量が２．７０質量％を超えると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系金属間化合物が粗大化し、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉの含有量は、０．０００１質量％以上２．７０質量％以下とする。
なお、Ｎｉの含有量は、剛性を高くする観点から、０．４０質量％以上、０．５０質量％以上、０．６０質量％以上が好ましい。また、Ｎｉの含有量は、圧延性を確保する観点から、２．５０質量％以下、１．８０質量％以下、１．１０質量％以下が好ましい。
（ＦｅとＭｎとＮｉとＣｒとの合計含有量：１．０５質量％以上２．４０質量％以下）
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒは、強度（耐力）、ヤング率、さらには、圧延割れの発生に影響を及ぼす。そして、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が１．０５質量％未満では、耐力やヤング率（特に、ヤング率）が所望の値以上とならないおそれがある。一方、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が２．４０質量％を超えると、圧延割れの発生を抑制できないおそれがある。そのため、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量は、１．０５質量％以上２．４０質量％以下とする。
なお、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量は、耐力やヤング率を向上させる観点から１．０６質量％以上、１．１０質量％以上、１．１５質量％以上、１．２０質量％以上が好ましい。また、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量は、圧延割れの発生を抑制する観点から、２．３０質量％以下、２．２０質量％以下、２．１０質量％以下が好ましい。
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒは、強度（耐力）、ヤング率、さらには、圧延割れの発生に影響を及ぼす。そして、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が１．０５質量％未満では、耐力やヤング率（特に、ヤング率）が所望の値以上とならないおそれがある。一方、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が２．４０質量％を超えると、圧延割れの発生を抑制できないおそれがある。そのため、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量は、１．０５質量％以上２．４０質量％以下とする。
なお、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量は、耐力やヤング率を向上させる観点から１．０６質量％以上、１．１０質量％以上、１．１５質量％以上、１．２０質量％以上が好ましい。また、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量は、圧延割れの発生を抑制する観点から、２．３０質量％以下、２．２０質量％以下、２．１０質量％以下が好ましい。
（「Ｍｇの含有量」と「Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量」との関係式）
本発明者らは、アルミニウム合金板における「Ｍｇの含有量」と「Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量」との両者の関係が「耐力」、「ヤング率」、「圧延割れの発生」（特に「圧延割れの発生」）に大きな影響を及ぼすことを確認した。
そして、本発明者らは、アルミニウム合金板が「Ｍｇの含有量（質量％）＜－２．７５×前記合計含有量（質量％）＋８．８」の式を満たす場合に「耐力」と「ヤング率」を優れたものとしつつ、「圧延割れの発生」を抑制できることを見出した。
なお、前記式（式中の傾き、式中の切片など）は、多くの実験結果に基づいて導いたものである。
本発明者らは、アルミニウム合金板における「Ｍｇの含有量」と「Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量」との両者の関係が「耐力」、「ヤング率」、「圧延割れの発生」（特に「圧延割れの発生」）に大きな影響を及ぼすことを確認した。
そして、本発明者らは、アルミニウム合金板が「Ｍｇの含有量（質量％）＜－２．７５×前記合計含有量（質量％）＋８．８」の式を満たす場合に「耐力」と「ヤング率」を優れたものとしつつ、「圧延割れの発生」を抑制できることを見出した。
なお、前記式（式中の傾き、式中の切片など）は、多くの実験結果に基づいて導いたものである。
（Ｂｅ：３ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下）
Ｂｅは、酸化被膜の成長を抑制する効果を発揮するとともに、鋳造時にＭｇ酸化物の形成を抑制する効果を発揮する。Ｂｅの含有量が３ｐｐｍ未満であるとＢｅの添加による酸化被膜の成長抑制効果とＭｇ酸化物の形成抑制効果を十分に得ることができない。一方、Ｂｅの含有量が１００ｐｐｍを超えると、Ｂｅを含む化合物が粗大になり、めっき性が低下する可能性がある。そのため、Ｂｅを含有する場合は、Ｂｅの含有量は、３ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下とする。
また、Ｂｅの含有量は、酸化被膜の成長を抑制する観点から、３．５ｐｐｍ以上、４．０ｐｐｍ以上、４．５ｐｐｍ以上が好ましい。また、Ｂｅの含有量は、Ｂｅを含む化合物の粗大化を抑制する観点から、２０ｐｐｍ以下、１０ｐｐｍ以下、８ｐｐｍ以下が好ましい。
Ｂｅは、酸化被膜の成長を抑制する効果を発揮するとともに、鋳造時にＭｇ酸化物の形成を抑制する効果を発揮する。Ｂｅの含有量が３ｐｐｍ未満であるとＢｅの添加による酸化被膜の成長抑制効果とＭｇ酸化物の形成抑制効果を十分に得ることができない。一方、Ｂｅの含有量が１００ｐｐｍを超えると、Ｂｅを含む化合物が粗大になり、めっき性が低下する可能性がある。そのため、Ｂｅを含有する場合は、Ｂｅの含有量は、３ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下とする。
また、Ｂｅの含有量は、酸化被膜の成長を抑制する観点から、３．５ｐｐｍ以上、４．０ｐｐｍ以上、４．５ｐｐｍ以上が好ましい。また、Ｂｅの含有量は、Ｂｅを含む化合物の粗大化を抑制する観点から、２０ｐｐｍ以下、１０ｐｐｍ以下、８ｐｐｍ以下が好ましい。
（Ｓｒ：１００ｐｐｍ以下）
Ｓｒは、鋳造時に形成するデンドライト（Dendrite）の枝分かれを促進し、晶出物を微細化する効果がある。ただ、Ｓｒの含有量が１００ｐｐｍを超えると、Ａｌ－ＳｒなどＳｒを含む化合物が粗大になり、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｓｒを含有する場合は、Ｓｒの含有量は、１００ｐｐｍ以下とする。
なお、Ｓｒの含有量は、前記したＳｒの添加による効果を確実に得る観点から、３ｐｐｍ以上、１０ｐｐｍ以上、２０ｐｐｍ以上、３０ｐｐｍ以上が好ましい。また、Ｓｒの含有量は、Ｓｒを含む化合物の粗大化を抑制する観点から、９０ｐｐｍ以下、８０ｐｐｍ以下が好ましい。
Ｓｒは、鋳造時に形成するデンドライト（Dendrite）の枝分かれを促進し、晶出物を微細化する効果がある。ただ、Ｓｒの含有量が１００ｐｐｍを超えると、Ａｌ－ＳｒなどＳｒを含む化合物が粗大になり、耳割れが発生することで、圧延性が低下する可能性がある。そのため、Ｓｒを含有する場合は、Ｓｒの含有量は、１００ｐｐｍ以下とする。
なお、Ｓｒの含有量は、前記したＳｒの添加による効果を確実に得る観点から、３ｐｐｍ以上、１０ｐｐｍ以上、２０ｐｐｍ以上、３０ｐｐｍ以上が好ましい。また、Ｓｒの含有量は、Ｓｒを含む化合物の粗大化を抑制する観点から、９０ｐｐｍ以下、８０ｐｐｍ以下が好ましい。
（残部：Ａｌおよび不純物）
本実施形態に係るアルミニウム合金板は、鋳塊製造時の溶解原料の選択によって、上記以外の元素を不純物として含み得る。不純物元素として、具体的には、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｐｂなどが挙げられる。その内、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖは各０．１０質量％以下、Ｚｎは１．００質量％以下、Ｂ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｐｂは、０．０５質量％以下に規制される。これらの元素は、この範囲内であれば、不可避的不純物として含有される場合だけではなく、意図的にこれらの元素を含むスクラップの配合率を高めるなど、積極的に添加された場合であっても、本実施形態の効果を妨げない。
不純物元素として示した各元素が不可避的に含有される場合（つまり、不可避的不純物である場合）、Ｚｎの含有量は０．２５質量％以下（好ましくは、０．１５質量％以下、０．０５％質量％以下）である。Ｚｎ以外の元素毎の含有量は０．００５質量％以下、且つ、Ｚｎ以外の元素の合計は０．０１５質量％以下である。
また、上記のＣｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを添加しない化学組成とする場合、これらの不可避的不純物としての含有量も０．００５質量％以下である。
本実施形態に係るアルミニウム合金板は、鋳塊製造時の溶解原料の選択によって、上記以外の元素を不純物として含み得る。不純物元素として、具体的には、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｐｂなどが挙げられる。その内、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖは各０．１０質量％以下、Ｚｎは１．００質量％以下、Ｂ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｐｂは、０．０５質量％以下に規制される。これらの元素は、この範囲内であれば、不可避的不純物として含有される場合だけではなく、意図的にこれらの元素を含むスクラップの配合率を高めるなど、積極的に添加された場合であっても、本実施形態の効果を妨げない。
不純物元素として示した各元素が不可避的に含有される場合（つまり、不可避的不純物である場合）、Ｚｎの含有量は０．２５質量％以下（好ましくは、０．１５質量％以下、０．０５％質量％以下）である。Ｚｎ以外の元素毎の含有量は０．００５質量％以下、且つ、Ｚｎ以外の元素の合計は０．０１５質量％以下である。
また、上記のＣｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを添加しない化学組成とする場合、これらの不可避的不純物としての含有量も０．００５質量％以下である。
［アルミニウム合金板の製造方法］
本実施形態に係るアルミニウム合金板は、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、原料を溶解して、所定の化学組成に調整された溶湯を鋳塊に鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質加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を、この順に含む製造方法によって、アルミニウム合金板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。
本実施形態に係るアルミニウム合金板は、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、原料を溶解して、所定の化学組成に調整された溶湯を鋳塊に鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質加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を、この順に含む製造方法によって、アルミニウム合金板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。
（鋳造工程）
鋳造工程は、７００～８００℃で原料を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の半連続鋳造法によって鋳造する。そして、鋳造工程における鋳造速度は特に限定されないものの、例えば、１００ｍｍ／分以下、８０ｍｍ／分以下、７０ｍｍ／分以下である。なお、鋳造工程におけるスラブの厚さについては、例えば、４００ｍｍ以上であり、６５０ｍｍ以下である。
また、鋳造された鋳塊は、面削を施すことが好ましく、その面削量は、例えば、２～４０ｍｍ／片面で行うことができる。
鋳造工程は、７００～８００℃で原料を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の半連続鋳造法によって鋳造する。そして、鋳造工程における鋳造速度は特に限定されないものの、例えば、１００ｍｍ／分以下、８０ｍｍ／分以下、７０ｍｍ／分以下である。なお、鋳造工程におけるスラブの厚さについては、例えば、４００ｍｍ以上であり、６５０ｍｍ以下である。
また、鋳造された鋳塊は、面削を施すことが好ましく、その面削量は、例えば、２～４０ｍｍ／片面で行うことができる。
（均質化熱処理工程）
均質化熱処理工程は、例えば、均質化熱処理の温度４００～６００℃で、その保持時間４～４８時間にて行うことができる。
均質化熱処理工程は、例えば、均質化熱処理の温度４００～６００℃で、その保持時間４～４８時間にて行うことができる。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程は、例えば、熱間圧延の開始温度を４９０℃以上とすることができる。また、熱間圧延の終了温度を３００～３５０℃とすることができる。５２０℃から４００℃までの熱間圧延は、３０分以内に終えることが好ましく、１５分以内に終えることがより好ましい。また、熱間圧延して得る熱間圧延板の板厚を、例えば、３ｍｍ以下とすることができる。
熱間圧延工程は、例えば、熱間圧延の開始温度を４９０℃以上とすることができる。また、熱間圧延の終了温度を３００～３５０℃とすることができる。５２０℃から４００℃までの熱間圧延は、３０分以内に終えることが好ましく、１５分以内に終えることがより好ましい。また、熱間圧延して得る熱間圧延板の板厚を、例えば、３ｍｍ以下とすることができる。
（冷間圧延工程）
冷間圧延工程は、冷間圧延して得る冷間圧延板の板厚を、例えば、０．５～１．３ｍｍとすることが好ましく、０．７ｍｍ以下とすることがより好ましい。
冷間圧延工程は、冷間圧延して得る冷間圧延板の板厚を、例えば、０．５～１．３ｍｍとすることが好ましく、０．７ｍｍ以下とすることがより好ましい。
［ブランク］
本実施形態に係るブランクは、前記した本実施形態に係るアルミニウム合金板からなる。そして、本実施形態に係るブランクは、本実施形態に係るアルミニウム合金板を穴開き円盤状（円環状）に打ち抜き、矯正焼鈍を施したものであって、化学組成は、前記したアルミニウム合金板から変化しない、つまり、当該アルミニウム合金板と同様である。
なお、本実施形態に係るブランクの耐力、ヤング率などの特性値は、後記する矯正焼鈍工程を経たブランク、または、後記する矯正焼鈍工程と同等の条件の熱処理を施されたアルミニウム合金板について測定された値である。
本実施形態に係るブランクは、前記した本実施形態に係るアルミニウム合金板からなる。そして、本実施形態に係るブランクは、本実施形態に係るアルミニウム合金板を穴開き円盤状（円環状）に打ち抜き、矯正焼鈍を施したものであって、化学組成は、前記したアルミニウム合金板から変化しない、つまり、当該アルミニウム合金板と同様である。
なお、本実施形態に係るブランクの耐力、ヤング率などの特性値は、後記する矯正焼鈍工程を経たブランク、または、後記する矯正焼鈍工程と同等の条件の熱処理を施されたアルミニウム合金板について測定された値である。
（耐力）
ブランクの耐力は、１１０ＭＰａ以上であることが好ましい。ブランクの耐力は、磁気ディスクの機械的特性をより向上する観点から、１１５ＭＰａ以上、１２０ＭＰａ以上がさらに好ましい。
ブランクの耐力は、１１０ＭＰａ以上であることが好ましい。ブランクの耐力は、磁気ディスクの機械的特性をより向上する観点から、１１５ＭＰａ以上、１２０ＭＰａ以上がさらに好ましい。
耐力は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に準拠して、圧延方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を作製し、引張試験を行うことにより測定することができる。なお、ＪＩＳ５号に相似し、寸法が縮尺された試験片で測定を行ってもよい。
（ヤング率）
ブランクのヤング率は、７１．０ＧＰａ以上であることが好ましい。ヤング率が７１．０ＧＰａ以上であると、材料自体に高い剛性が備わっているため、ブランクを過度に厚くしなくとも、磁気ディスクの作動時の振動を十分に低減することができる。ブランクのヤング率は、磁気ディスクの作動時の振動を抑制する観点などからは、７１．２ＧＰａ以上が好ましい。
ブランクのヤング率は、７１．０ＧＰａ以上であることが好ましい。ヤング率が７１．０ＧＰａ以上であると、材料自体に高い剛性が備わっているため、ブランクを過度に厚くしなくとも、磁気ディスクの作動時の振動を十分に低減することができる。ブランクのヤング率は、磁気ディスクの作動時の振動を抑制する観点などからは、７１．２ＧＰａ以上が好ましい。
ヤング率は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２８０：１９９３（金属材料の高温ヤング率試験方法）に準拠して、圧延方向を長手方向とする６０ｍｍ×１０ｍｍ×約０．５５ｍｍ厚の試験片を作製し、その試験片を用いて、大気雰囲気下、室温で自由共振法により測定することができる。試験装置としては、例えば、日本テクノプラス社製ＪＥ－ＲＴ型を用いることができる。
［ブランクの製造方法］
本実施形態に係るブランクは、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、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。
本実施形態に係るブランクは、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、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。
打ち抜き工程は、アルミニウム合金板を所望の形状に打ち抜く工程であって、例えば、内径２４ｍｍ、外径９６ｍｍの３．５インチＨＤＤ用の基板、または、内径１９ｍｍ、外径６６ｍｍの２．５インチＨＤＤ用の基板等に適用できるように打ち抜き処理を施せばよい。
矯正焼鈍工程は、基板を高い平坦度を有するスペーサで挟んで積み付け、基板に荷重をかけながら焼鈍することが好ましい。焼鈍温度は、２５０～５００℃とし、保持時間は、例えば、３～５時間（４～５時間、３時間）程度とすることができる。矯正焼鈍における昇温速度は、例えば、約７０～１５０℃／ｈ、平均８０℃／時間（Ｍａｘ．１５０℃／時間）、降温は、例えば、焼鈍炉の扉を開放して降温（冷却）することができる。また、矯正焼鈍の昇温については、段階的な昇温を実施しても本発明の効果を損なうことはない。例えば、特許第５８１５１５３号の段落００６８～００６９に記載されているような特定の温度域の昇温速度を所定速度（又は所定速度以上）とするとともに当該特定の温度域以外は別の昇温速度とするように、複数の昇温速度で昇温（段階的な昇温）を実施してもよい。
［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からなる。そして、本実施形態に係るサブストレートは、本実施形態に係るブランクの端面に切削加工を施し、主面に研削加工を施したものであって、化学組成は、前記したブランクおよびアルミニウム合金板から変化しない、つまり、当該ブランクおよびアルミニウム合金板と同様である。
また、本実施形態に係るサブストレートは、ブランクに対して後記する表面（端面や主面）への加工を施すことによって製造されるため、サブストレートの耐力やヤング率はブランクから変化せず、ブランクのものと同じである。
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からなる。そして、本実施形態に係るサブストレートは、本実施形態に係るブランクの端面に切削加工を施し、主面に研削加工を施したものであって、化学組成は、前記したブランクおよびアルミニウム合金板から変化しない、つまり、当該ブランクおよびアルミニウム合金板と同様である。
また、本実施形態に係るサブストレートは、ブランクに対して後記する表面（端面や主面）への加工を施すことによって製造されるため、サブストレートの耐力やヤング率はブランクから変化せず、ブランクのものと同じである。
（サブストレート：酸化被膜の厚さ）
本実施形態に係るサブストレートは、Ｂｅを含有する場合は、酸化被膜の成長が抑制されている。
そして、本実施形態に係るサブストレートの厚さ（片面あたりの厚さ）が薄くなることによって、長時間または強い酸エッチング処理の必要がなくなり、基板表面のエッチングダメージを抑制することができる。最終的に、表面のエッチングダメージに基づく無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理後の凹凸の発生を低減し、表面を研磨した後に平滑なめっき面を得られる可能性が高くなる。
一方、本実施形態に係るサブストレートの酸化被膜の厚さは、成分組成の関係より１ｎｍ以上となる。
そのため、本実施形態に係るサブストレートの酸化被膜の厚さは、１ｎｍ以上６．５ｎｍ未満が好ましい。
なお、前記した効果をより確実なものとする観点から、サブストレートの酸化被膜の厚さは６．０ｎｍ以下、５．７ｎｍ以下がより好ましい。また、サブストレートの酸化被膜の厚さは、３ｎｍ以上、４ｎｍ以上がより好ましい。
本実施形態に係るサブストレートは、Ｂｅを含有する場合は、酸化被膜の成長が抑制されている。
そして、本実施形態に係るサブストレートの厚さ（片面あたりの厚さ）が薄くなることによって、長時間または強い酸エッチング処理の必要がなくなり、基板表面のエッチングダメージを抑制することができる。最終的に、表面のエッチングダメージに基づく無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理後の凹凸の発生を低減し、表面を研磨した後に平滑なめっき面を得られる可能性が高くなる。
一方、本実施形態に係るサブストレートの酸化被膜の厚さは、成分組成の関係より１ｎｍ以上となる。
そのため、本実施形態に係るサブストレートの酸化被膜の厚さは、１ｎｍ以上６．５ｎｍ未満が好ましい。
なお、前記した効果をより確実なものとする観点から、サブストレートの酸化被膜の厚さは６．０ｎｍ以下、５．７ｎｍ以下がより好ましい。また、サブストレートの酸化被膜の厚さは、３ｎｍ以上、４ｎｍ以上がより好ましい。
［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、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、ブランクの端面を切削加工する端面加工工程と、ブランクの主面を研削加工する研削加工工程と、をこの順に含む製造方法によって、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、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、ブランクの端面を切削加工する端面加工工程と、ブランクの主面を研削加工する研削加工工程と、をこの順に含む製造方法によって、サブストレートを製造することができる。
［磁気ディスクの製造方法］
磁気ディスクは、磁気ディスク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、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、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の表面を研磨する。次いで、サブストレートの表面に、下地層、磁性層、保護膜などを形成することにより、磁気ディスクを製造することができる。
磁気ディスクは、磁気ディスク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、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、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の表面を研磨する。次いで、サブストレートの表面に、下地層、磁性層、保護膜などを形成することにより、磁気ディスクを製造することができる。
なお、ブランク、サブストレートなどの製造条件の詳細については、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。ブランク、サブストレートなどの製造は、これらの文献を参照して行うことができる。
以下、本発明の実施例を示して本発明について具体的に説明を行う。但し、本発明の技術的範囲は、これに限定されるものではない。
（工場試作：供試材の準備）
Ｎｏ．１～４に係る供試材は、表１に示す化学組成のアルミニウム合金を用い、以下の条件に基づいて製造した。
Ｎｏ．１～４に係る供試材は、表１に示す化学組成のアルミニウム合金を用い、以下の条件に基づいて製造した。
まず、溶湯を鋳塊厚さ５００ｍｍの鋳型でＤＣ鋳造にてスラブを作製した。そして、得られたスラブの両面（厚さ方向）を其々１６ｍｍ面削した。その後、５４０℃で８時間の均質化熱処理を施した。そして、厚さが２．３ｍｍとなるまで熱間圧延（開始温度：約５００℃、終了温度：約３３０℃）を施し、厚さが０．５５ｍｍとなるまで冷間圧延を施した。その後、プレス機によって９６～９８φとなるように打ち抜き加工を施し、スペーサで挟んで矯正焼鈍（昇温速度：約７０～１４０℃／ｈ（平均約１１０℃／ｈ）、焼鈍温度：約３２０℃、保持時間：約３時間）を施して、板厚０．５５ｍｍのブランク（Ｏ調質材）を製造した。
その後、ブランクに対して片面あたり３０μｍの鏡面加工を施しサブストレートを製造した。
その後、ブランクに対して片面あたり３０μｍの鏡面加工を施しサブストレートを製造した。
（ラボ試作：供試材の準備）
Ｎｏ．５～８に係る供試材は、表２に示す化学組成のアルミニウム合金を用い、以下の条件に基づいて製造した。
Ｎｏ．５～８に係る供試材は、表２に示す化学組成のアルミニウム合金を用い、以下の条件に基づいて製造した。
まず、溶湯を３５ｍｍ（厚さ）×１４５ｍｍ（幅）×２５０ｍｍ（長さ）の金型で、ブックモールド鋳造によってスラブを作製した。そして、得られたスラブの両面（厚さ方向）を其々２．５ｍｍ面削した。その後、５３５℃で８時間の均質化熱処理を施した。そして、厚さが３．４ｍｍとなるまで熱間圧延を施し、厚さが０．５５ｍｍとなるまで冷間圧延を施した。その後、プレス機によって９６φとなるように打ち抜き加工を施し、スペーサで挟んで矯正焼鈍（昇温速度：約７０～１４０℃／ｈ（平均約８０℃／ｈ）、焼鈍温度：約３２０℃、保持時間：約３時間）を施して、板厚０．５５ｍｍのブランク（Ｏ調質材）を製造した。
製造した各供試材について、耐力、ヤング率、酸化被膜の厚さ、圧延割れの発生を、以下のようにして測定又は確認した。
（耐力）
耐力は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に準拠して、Ｎｏ．１～４のブランクから圧延方向を長手方向とする１３Ｂ号試験片を作製し、引張試験を行うことにより０．２％耐力を測定した。０．２％耐力が１１０ＭＰａ以上のものを「合格」、１１０ＭＰａ未満のものを「不合格」と評価した。
耐力は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に準拠して、Ｎｏ．１～４のブランクから圧延方向を長手方向とする１３Ｂ号試験片を作製し、引張試験を行うことにより０．２％耐力を測定した。０．２％耐力が１１０ＭＰａ以上のものを「合格」、１１０ＭＰａ未満のものを「不合格」と評価した。
（ヤング率）
ヤング率は、ＪＩＳ Ｚ ２２８０：１９９３（金属材料の高温ヤング率試験方法）に準拠して、Ｎｏ．１～４のブランクから圧延方向を長手方向とする６０ｍｍ×１０ｍｍ×約０．５５ｍｍ厚の試験片を作製し、その試験片を用いて、大気雰囲気下、室温で自由共振法により測定した。試験装置としては、日本テクノプラス社製ＪＥ－ＲＴ型を用いた。ヤング率が７１．０ＧＰａ以上のものを「合格」、７１．０ＧＰａ未満のものを「不合格」と評価した。
ヤング率は、ＪＩＳ Ｚ ２２８０：１９９３（金属材料の高温ヤング率試験方法）に準拠して、Ｎｏ．１～４のブランクから圧延方向を長手方向とする６０ｍｍ×１０ｍｍ×約０．５５ｍｍ厚の試験片を作製し、その試験片を用いて、大気雰囲気下、室温で自由共振法により測定した。試験装置としては、日本テクノプラス社製ＪＥ－ＲＴ型を用いた。ヤング率が７１．０ＧＰａ以上のものを「合格」、７１．０ＧＰａ未満のものを「不合格」と評価した。
（酸化被膜の厚さ）
株式会社堀場製作所のマーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置ＪＹ ５０００ＲＦを使用し、スパッタ速度０．２３６μｍ／ｍｉｎ、スパッタリングレート０．０１１ｇ／ｍ２／ｓ、分析時間２分間でＮｏ．１～３のサブストレートの表面を分析した。分析結果から、酸素Ｏの発光強度が最大値の半値となる深さを酸化膜厚と定義した。各供試材について３回の測定を実施し、算出した平均値を分析値とした。
なお、測定対象としたサブストレートを詳細に説明すると、ブランクに対して片面あたり３０μｍの鏡面加工を施し、表面をフッ素系溶剤（東部ケミカル株式会社製ＡＭＯＬＥＡ（登録商標）ＡＳ－３００）で洗浄後、所定条件下（室温２５℃、日平均湿度７２％、日最小湿度５１％）で保管したものであって、鏡面加工から８時間以内のものである。
株式会社堀場製作所のマーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置ＪＹ ５０００ＲＦを使用し、スパッタ速度０．２３６μｍ／ｍｉｎ、スパッタリングレート０．０１１ｇ／ｍ２／ｓ、分析時間２分間でＮｏ．１～３のサブストレートの表面を分析した。分析結果から、酸素Ｏの発光強度が最大値の半値となる深さを酸化膜厚と定義した。各供試材について３回の測定を実施し、算出した平均値を分析値とした。
なお、測定対象としたサブストレートを詳細に説明すると、ブランクに対して片面あたり３０μｍの鏡面加工を施し、表面をフッ素系溶剤（東部ケミカル株式会社製ＡＭＯＬＥＡ（登録商標）ＡＳ－３００）で洗浄後、所定条件下（室温２５℃、日平均湿度７２％、日最小湿度５１％）で保管したものであって、鏡面加工から８時間以内のものである。
（圧延割れの発生：Ｎｏ．１～４）
厚さ０．５５ｍｍ、幅１２５０ｍｍの冷間圧延後の板材（Ｎｏ．１～４）について、長さ約２０００～３０００ｍにおける圧延方向に対する左右端（幅方向両端）を目視で確認し、圧延割れの発生の有無を判断した。
厚さ０．５５ｍｍ、幅１２５０ｍｍの冷間圧延後の板材（Ｎｏ．１～４）について、長さ約２０００～３０００ｍにおける圧延方向に対する左右端（幅方向両端）を目視で確認し、圧延割れの発生の有無を判断した。
（圧延割れの発生：Ｎｏ．５～８）
厚さ０．５５ｍｍ、幅１４５ｍｍ、長さ１４００ｍｍの冷間圧延後の板材（Ｎｏ．５～８）について、板材の圧延方向に対する左右端の圧延によって生じた割れ（冷間圧延割れ）の深さの上位１０点を測定し、平均値を算出した。算出した平均値が４．０ｍｍ未満であれば「〇」（工場材であれば冷間圧延割れが発生しないと判断できるレベル）、算出した平均値が４．０ｍｍ以上であれば「×」（工場材であれば冷間圧延割れが発生すると判断されるレベル）と判定した。
厚さ０．５５ｍｍ、幅１４５ｍｍ、長さ１４００ｍｍの冷間圧延後の板材（Ｎｏ．５～８）について、板材の圧延方向に対する左右端の圧延によって生じた割れ（冷間圧延割れ）の深さの上位１０点を測定し、平均値を算出した。算出した平均値が４．０ｍｍ未満であれば「〇」（工場材であれば冷間圧延割れが発生しないと判断できるレベル）、算出した平均値が４．０ｍｍ以上であれば「×」（工場材であれば冷間圧延割れが発生すると判断されるレベル）と判定した。
表１には、工場試作の供試材（工場材）の合金組成と試験結果を示し、表２には、ラボ試作の供試材（ラボ材）の合金組成と試験結果を示し、表３には、工場試作の供試材（一部）の酸化被膜の厚さの結果を示した。
表３の「酸化被膜の厚さ」とは、サブストレートの片面に形成されている酸化被膜の厚さである。
また、表３の「酸化被膜の厚さの差異」とは、Ｂｅを含有していないＮｏ．３を基準とし、例えば、Ｎｏ．１のサブストレートの場合は、「Ｎｏ．３の酸化被膜の厚さ－Ｎｏ．１の酸化被膜の厚さ」（表のＮｏ．ＶにＮｏ．１を代入）によって算出される値である。
また、表３の「酸化被膜の厚さの減少率」とは、Ｂｅを含有していないＮｏ．３を基準とし、例えば、Ｎｏ．１のサブストレートの場合は、［（「Ｎｏ．３の酸化被膜の厚さ」－「Ｎｏ．１の酸化被膜の厚さ」）／「Ｎｏ．３の酸化被膜の厚さ」×１００］（表のＮｏ．ＶにＮｏ．１を代入）によって算出される値である。
また、表３の「酸化被膜の厚さの差異」とは、Ｂｅを含有していないＮｏ．３を基準とし、例えば、Ｎｏ．１のサブストレートの場合は、「Ｎｏ．３の酸化被膜の厚さ－Ｎｏ．１の酸化被膜の厚さ」（表のＮｏ．ＶにＮｏ．１を代入）によって算出される値である。
また、表３の「酸化被膜の厚さの減少率」とは、Ｂｅを含有していないＮｏ．３を基準とし、例えば、Ｎｏ．１のサブストレートの場合は、［（「Ｎｏ．３の酸化被膜の厚さ」－「Ｎｏ．１の酸化被膜の厚さ」）／「Ｎｏ．３の酸化被膜の厚さ」×１００］（表のＮｏ．ＶにＮｏ．１を代入）によって算出される値である。
表１のＮｏ．１～４の結果によると、合金成分が本発明で規定する要件を満たしていたことから（特に、Ｍｇの含有量、ＦｅとＭｎとＮｉとＣｒの合計含有量、所定の関係式を満たしていたことから）、耐力が所定値以上となりヤング率が所定値以上となり、更に、圧延割れの発生も抑制できることが確認できた。
また、表２のＮｏ．５の結果によると、合金成分が本発明で規定する要件を満たしていたことから（特に、Ｍｇの含有量、ＦｅとＭｎとＮｉとＣｒの合計含有量、Ｍｇの含有量と前記合計含有量との関係式を満たしていたことから）、ラボ材として圧延割れ深さが短く、工場材とした場合には、圧延割れの発生が抑制できると判断可能なレベルであった。
一方、表２のＮｏ．６、７の結果によると、所定の関係式（Ｍｇの含有量とＦｅとＭｎとＮｉとＣｒの合計含有量との関係式）を満たしていなかったことから、ラボ材として圧延割れ深さが長く、工場材とした場合には、圧延割れの発生が抑制できないと判断されてしまうレベルであった。
また、表２のＮｏ．８の結果によると、Ｍｇの含有量が所定値を超えていたことから、ラボ材として圧延割れ深さが長く、工場材とした場合には、圧延割れの発生が抑制できないと判断されてしまうレベルであった。
一方、表２のＮｏ．６、７の結果によると、所定の関係式（Ｍｇの含有量とＦｅとＭｎとＮｉとＣｒの合計含有量との関係式）を満たしていなかったことから、ラボ材として圧延割れ深さが長く、工場材とした場合には、圧延割れの発生が抑制できないと判断されてしまうレベルであった。
また、表２のＮｏ．８の結果によると、Ｍｇの含有量が所定値を超えていたことから、ラボ材として圧延割れ深さが長く、工場材とした場合には、圧延割れの発生が抑制できないと判断されてしまうレベルであった。
表３のＮｏ．１～３の結果によると、Ｂｅを含有させたＮｏ．１、２は、Ｂｅを含有させていないＮｏ．３と比較して酸化被膜の厚さを約２０％も薄くできることが確認できた。
その結果、Ｂｅを含有させたＮｏ．１、２は、長時間または強い酸エッチング処理の必要がなくなり、基板表面のエッチングダメージの発生を抑制できると推察される。そして、表面のエッチングダメージに基づく無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理後の凹凸の発生を低減し、表面を研磨した後に平滑なめっき面を得られる可能性が高くなると推察される。
その結果、Ｂｅを含有させたＮｏ．１、２は、長時間または強い酸エッチング処理の必要がなくなり、基板表面のエッチングダメージの発生を抑制できると推察される。そして、表面のエッチングダメージに基づく無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理後の凹凸の発生を低減し、表面を研磨した後に平滑なめっき面を得られる可能性が高くなると推察される。
Claims (5)
- Ｍｇ：２．１質量％以上４．８質量％以下、
Ｃｕ：１．００質量％以下、
Ｃｒ：０．０１質量％以上０．３０質量％以下、
Ｓｉ：０．２０質量％以下、
Ｎｉ：０．４０質量％以上１．８０質量％以下であり、
Ｆｅ：０．１０質量％以上１．７０質量％以下、および、Ｍｎ：０．０６質量％以上１．５０質量％以下の少なくとも一方を含有し、
残部がＡｌおよび不純物からなり、
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、および、Ｃｒの合計含有量が１．０５質量％以上２．４０質量％以下であり、
Ｍｇの含有量（質量％）＜－２．７５×前記合計含有量（質量％）＋８．８の式を満たす磁気ディスク用アルミニウム合金板。 - Ｂｅ：３ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下である請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板。
- Ｓｒ：１００ｐｐｍ以下である請求項１又は請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金板。
- 請求項１から請求項３のいずれか１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磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
- 請求項４に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクからな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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