JPWO2017188320A1 - 磁気ディスク用基板 - Google Patents
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Abstract
本発明は、ディスク・フラッタの発生が少ない磁気ディスク用アルミニウム合金基板を提供するものである。本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上であるという特徴を有する。
Description
本発明は、磁気ディスク用基板に関する。
コンピュータの記憶装置に用いられる磁気ディスク（例えば、アルミニウム（Ａｌ）合金製磁気ディスク）は、良好なめっき性を有するとともに機械的特性や加工性が優れる基板を用いて製造される。例えば、ＪＩＳ５０８６（３．５質量％以上４．５質量％以下のＭｇ、０．５０質量％以下のＦｅ、０．４０質量％以下のＳｉ、０．２０質量％以上０．７０質量％以下のＭｎ、０．０５質量％以上０．２５質量％以下のＣｒ、０．１０質量％以下のＣｕ、０．１５質量％以下のＴｉ、及び０．２５質量％以下のＺｎ、残部Ａｌ及び不可避的不純物）によるアルミニウム合金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みの圧延材を作製する。この圧延材は、必要に応じ冷間圧延の途中等に焼鈍を施すことが好ましい。次に、この圧延材を円環状に打抜き、前記製造工程により生じた歪み等を除去するため、円環状にしたアルミニウム合金板を積層し、両面から加圧しつつ焼鈍を施して平坦化する加圧焼鈍を行って、円環状アルミニウム合金基板は作製される。
このようにして作製された円環状アルミニウム合金基板に、前処理として切削加工、研削加工、脱脂処理、エッチング処理、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、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は製造される。
ところで、近年、磁気ディスクには、マルチメディア等のニーズから大容量化及び高密度化、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、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・フラッタが発生しやすくなる。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）が起こることに起因する。これは、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ビットあたりの磁気領域が益々微小化される。
このような実情から、近年ではディスク・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。例えば、特許文献１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。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。
高い平滑性を有するめっきを得るために、例えば、ピット抑制の目的で、めっき前のアルミニウム合金基板に金属皮膜を形成することが提案されている。例えば、特許文献２には、磁気記録媒体用のアルミニウム合金基板であって、基板表面に物理蒸着により形成されたＡｌ合金薄膜（金属皮膜）を有する、磁気記録媒体用Ａｌ合金基板が開示されている。このＡｌ合金薄膜の膜厚は、５０〜１０００ｎｍであることが開示されている。
さらに、特許文献３には、アルミニウム合金製基板の表面に、物理蒸着によりＺｎおよびＮｉのうちの少なくとも１種を含む金属薄膜を形成する工程と、金属薄膜を形成したアルミニウム合金製基板にＮｉ−Ｐを無電解めっきする工程とを行う、磁気記録媒体用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。この金属皮膜の膜厚は、１０〜２００ｎｍであることが開示されている。
高い平滑性を有するめっきを得るために、例えば、ピット抑制の目的で、めっき前のアルミニウム合金基板に金属皮膜を形成することが提案されている。例えば、特許文献２には、磁気記録媒体用のアルミニウム合金基板であって、基板表面に物理蒸着により形成されたＡｌ合金薄膜（金属皮膜）を有する、磁気記録媒体用Ａｌ合金基板が開示されている。このＡｌ合金薄膜の膜厚は、５０〜１０００ｎｍであることが開示されている。
さらに、特許文献３には、アルミニウム合金製基板の表面に、物理蒸着によりＺｎおよびＮｉのうちの少なくとも１種を含む金属薄膜を形成する工程と、金属薄膜を形成したアルミニウム合金製基板にＮｉ−Ｐを無電解めっきする工程とを行う、磁気記録媒体用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。この金属皮膜の膜厚は、１０〜２００ｎｍであることが開示されている。
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、部品精度を必要とし、部品コストの増大を招いている。
また、特許文献２に開示された手段は、従来の磁気記録媒体用アルミニウム合金基板よりも、Ｎｉ−Ｐめっき後の表面欠陥を低減することができる磁気記録媒体用アルミニウム合金基板およびこのアルミニウム合金基板を用いた磁気記録媒体を提供することをその課題とする。しかし、ディスク・フラッタの問題は何ら記載されていない。
さらに、特許文献３に開示された手段は、Ｎｉ−Ｐめっき皮膜の欠陥発生を高水準で抑制できる磁気記録媒体用アルミニウム合金基板を提供することをその課題とする。しかし、ディスク・フラッタの問題は何ら記載されていない。
また、特許文献２に開示された手段は、従来の磁気記録媒体用アルミニウム合金基板よりも、Ｎｉ−Ｐめっき後の表面欠陥を低減することができる磁気記録媒体用アルミニウム合金基板およびこのアルミニウム合金基板を用いた磁気記録媒体を提供することをその課題とする。しかし、ディスク・フラッタの問題は何ら記載されていない。
さらに、特許文献３に開示された手段は、Ｎｉ−Ｐめっき皮膜の欠陥発生を高水準で抑制できる磁気記録媒体用アルミニウム合金基板を提供することをその課題とする。しかし、ディスク・フラッタの問題は何ら記載されていない。
この発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、ディスク・フラッタの発生が少ない特性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板を提供することを課題とする。
本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上である。
金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上である。
本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
０．１０質量％以上２４．００質量％以下のＳｉ、０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上を含有し、且つ、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなっていてもよい。
０．１０質量％以上２４．００質量％以下のＳｉ、０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上を含有し、且つ、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなっていてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
（１）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、
０．１００質量％以上６．０００質量％以下のＭｇ、
０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、
０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒ、
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（２）０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ、
（３）０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（４）個々の含有量が０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅ
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（５）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ、並びに／又は
（６）含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群
から選択された１もしくは２以上の元素、
前記（１）〜（６）からなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有していてもよい。
（１）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、
０．１００質量％以上６．０００質量％以下のＭｇ、
０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、
０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒ、
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（２）０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ、
（３）０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（４）個々の含有量が０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅ
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（５）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ、並びに／又は
（６）含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群
から選択された１もしくは２以上の元素、
前記（１）〜（６）からなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有していてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下であってもよい。
表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下であってもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
両面に純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜を有していてもよい。
両面に純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜を有していてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
両面に１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の金属皮膜を有していてもよい。
両面に１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の金属皮膜を有していてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層を有していてもよい。
表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層を有していてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法は、
アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む。
アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む。
前記鋳造工程と熱間圧延工程の間に、鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含んでもよい。
前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含んでもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、アルミニウム合金を用いて心材用鋳塊を鋳造する心材鋳造工程と、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて皮材用鋳塊を鋳造する皮材鋳造工程と、皮材用鋳塊を均質化処理し、次いで熱間圧延して皮材とする皮材工程と、心材用鋳塊の両面に皮材をそれぞれ合わせて合わせ材とする合わせ材工程と、合わせ材を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む。
前記合わせ材工程と熱間圧延工程の間に、合わせ材を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含んでもよい。
前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含んでもよい。
本発明によれば、ディスク・フラッタの発生が少ない特性を有する磁気ディスク用基板を提供することができる。
本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。
本発明の上記及び他の特徴及び利点は、適宜添付の図面を参照して、下記の記載からより明らかになるであろう。
本発明者らは、基板のフラッタリング特性と基板の素材との関係に着目し、これら特性と基板（磁気ディスク材料）の特性との関係について鋭意調査研究した。この結果、アルミニウム合金基板の金属組織における第二相粒子の周囲長の合計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。この結果、本発明者らは、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上である磁気ディスク用アルミニウム合金基板において、フラッタリング特性が向上することを見出した。これらの知見に基づいて、本発明者らは本発明を為すに至ったものである。
本発明においては、特に限定されないが、磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の存在密度が、１００〜５００００個／ｍｍ２である。
ここで、上記第二相粒子とは、析出物や晶出物を意味する。具体的には、上記第二相粒子とは、Ｓｉ粒子、Ａｌ−Ｆｅ系化合物（Ａｌ３Ｆｅ、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ６（Ｆｅ、Ｍｎ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｆｅ等）、Ａｌ−Ｍｎ系化合物（Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ等）、Ａｌ−Ｎｉ系化合物（Ａｌ３Ｎｉ等）、Ａｌ−Ｃｕ系化合物（Ａｌ２Ｃｕ等）、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物（Ｍｇ２Ｓｉ等）、Ａｌ−Ｃｒ系化合物（Ａｌ７Ｃｒ等）、Ａｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ３Ｚｒ等）、Ｐｂ粒子、Ｓｎ粒子、Ｉｎ粒子、Ｃｄ粒子、Ｂｉ粒子、Ｇｅ粒子等の粒子等をいう。
ここで、上記第二相粒子とは、析出物や晶出物を意味する。具体的には、上記第二相粒子とは、Ｓｉ粒子、Ａｌ−Ｆｅ系化合物（Ａｌ３Ｆｅ、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ６（Ｆｅ、Ｍｎ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｆｅ等）、Ａｌ−Ｍｎ系化合物（Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ等）、Ａｌ−Ｎｉ系化合物（Ａｌ３Ｎｉ等）、Ａｌ−Ｃｕ系化合物（Ａｌ２Ｃｕ等）、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物（Ｍｇ２Ｓｉ等）、Ａｌ−Ｃｒ系化合物（Ａｌ７Ｃｒ等）、Ａｌ−Ｚｒ系化合物（Ａｌ３Ｚｒ等）、Ｐｂ粒子、Ｓｎ粒子、Ｉｎ粒子、Ｃｄ粒子、Ｂｉ粒子、Ｇｅ粒子等の粒子等をいう。
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板について詳細に説明する。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、単層のベア材又は３層のクラッド材として用いられる。クラッド材とは異なる２つ以上の合金板を冶金的に接合した合金板のことで、ここでは３層クラッド材の中間材を心材とし、心材の両面にある材料を皮材とする。また、アルミニウム合金基板は特別な記載がない場合、ベア材とクラッド材の両方を含む。さらに金属皮膜を基板表面に物理蒸着してもよい。
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板のクラッド材の心材及びベア材における第二相粒子の分布状態について説明する。
（最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上）
アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上ある場合に、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性の向上、即ち、フラッタリング最大変位を小さくする効果がある。フラッタリング特性の向上は第二相粒子の表面積が増えることによりもたらされると考えられる。これは、気流により発生した振動がディスク中を伝播する過程でアルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収されて減衰したためと考えられる。また、フラッタリング最大変位はアルミニウム合金マトリックス中に分散する第二相粒子の表面積に比例すると考えられ、第二相粒子の周囲長の２乗に比例すると考えられる。
アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上ある場合に、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性の向上、即ち、フラッタリング最大変位を小さくする効果がある。フラッタリング特性の向上は第二相粒子の表面積が増えることによりもたらされると考えられる。これは、気流により発生した振動がディスク中を伝播する過程でアルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収されて減衰したためと考えられる。また、フラッタリング最大変位はアルミニウム合金マトリックス中に分散する第二相粒子の表面積に比例すると考えられ、第二相粒子の周囲長の２乗に比例すると考えられる。
アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の最長径が４μｍ未満の場合は、アルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収される振動エネルギーが小さいため、フラッタリング特性が向上しなくなる。そのため、アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の最長径は４μｍ以上の範囲とする。また、第二相粒子の最長径は、フラッタリング特性との兼合いから５μｍ以上の範囲が好ましい。一方、第二相粒子の最長径が３０μｍを超えると、ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき剥離が生じる可能性がある。また、クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる可能性がある。そのため、第二相粒子の最長径の上限は３０μｍとする。
アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満の場合は、アルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収される振動エネルギーが小さいため、フラッタリング特性が向上しなくなる。そのため、アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の周囲長の合計は１０ｍｍ／ｍｍ２以上の範囲とする。また、第二相粒子の周囲長の合計は、フラッタリング特性との兼合いから３０ｍｍ／ｍｍ２以上の範囲が好ましい。なお、周囲長の合計の上限値は特に限定されるものではないが、第二相粒子の周囲長の合計が長くなると圧延工程における加工性が徐々に低下し、周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超えると圧延が困難になり、アルミニウム合金基板の製造が困難となる可能性がある。また、ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。そのため、第二相粒子の周囲長の合計の上限は１０００ｍｍ／ｍｍ２が好ましい。
なお、本発明において最長径とは、光学顕微鏡で観測される第二相粒子の平面画像において、以下の長さをいう。まず、輪郭線上における一点と輪郭線上の他の点との距離の最大値を計測し、次に、この最大値を輪郭線上における全ての点について計測し、最後に、これら全最大値のうちから選択される最も大きなものをいう。周囲長の合計とは、光学顕微鏡で撮影した第二相粒子の像の外周の長さの合計を示す。
図１はアルミニウム合金基板において第二相粒子の周囲長とフラッタリング特性の関係を示したグラフである。フラッタリング特性は板厚によって異なるため周囲長が０の場合つまり第２相粒子が観察できなかった場合の合金でのフラッタリング特性でそれぞれの周囲長の合計の場合のフラッタリング特性を割って無次元化して示した。周囲長の合計が長くなるにつれ、フラッタリング特性が向上しているのがわかる。図１からは、周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上のときに、フラッタリング特性が向上していることがわかる。鋳造方法やその後の加熱方法により第二相粒子の発生形態は異なることから、最終的な基板合金が板厚に対して必要なフラッタリング特性を持つように第二相粒子の分布は制御すれば良い。
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も影響を受ける。本発明の実施形態においては、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。これ以下であれば一般的なハードディスクドライブ（HDD）向けの使用に耐えうると判断した。
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い。これ以下であればより高密度な記録容量のハードディスクドライブ向けの使用に耐えうると判断した。
ただし、使用するハードディスクドライブによって異なるため、必要なフラッタリング特性に対して、適宜、第二相粒子の分布状態を決定すれば良い。これらは、以下に述べる添加元素の含有量、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。
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い。これ以下であればより高密度な記録容量のハードディスクドライブ向けの使用に耐えうると判断した。
ただし、使用するハードディスクドライブによって異なるため、必要なフラッタリング特性に対して、適宜、第二相粒子の分布状態を決定すれば良い。これらは、以下に述べる添加元素の含有量、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。
本発明の実施態様においては、板厚は０．４５ｍｍ以上であることが好ましい。０．４５ｍｍ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基板が変形するおそれがある。但し、耐力を上げることによって変形が抑制できればこの限りではない。板厚は１．３ｍｍより大きい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。
さらに、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とが知られている。これはヘリウムのガス粘度が空気と比べると約１／８と小さくなるために、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発生するガス流れの力を小さくすることが出来るためである。
（ベア材及びクラッド材の心材の組成）
以下、本発明の実施形態に係るＡｌ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ系又はＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するベア材及びクラッド材の心材のアルミニウム合金成分及びその含有量について説明する。
以下、本発明の実施形態に係るＡｌ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ系又はＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ系磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するベア材及びクラッド材の心材のアルミニウム合金成分及びその含有量について説明する。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板のフラッタリング特性をさらに向上させるためには、（１）好ましくは０．１０質量％以上２４．００質量％以下のＳｉ、好ましくは０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、好ましくは０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び好ましくは０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上の添加元素を含有し、且つ、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、さらに、必要によって、（２）好ましくは０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、好ましくは０．１００質量％以上６．０００質量％以下のＭｇ、好ましくは０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒ、からなる群から選択される１もしくは２以上の元素、（３）好ましくは０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ、（４）好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、からなる群から選択される１もしくは２以上の元素、（５）個々の含有量が好ましくは０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅからなる群から選択される１もしくは２以上の元素、（６）好ましくは０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ、並びに／又は（７）含有量の合計が好ましくは０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１もしくは２以上の元素、上記（２）〜（７）からなる群から選択される１もしくは２以上の選択元素をさらに含有するアルミニウム合金を用いることもできる。以下これらの添加元素と選択元素を説明する。
（シリコン）
Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＳｉの含有量が２４．００質量％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。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上２４．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１０質量％以上１８．００質量％未満の範囲がより好ましく、０．１０質量％以上５．００質量％未満が更に好ましく、０．１０質量％以上０．５０質量％未満が更に一層好ましい。
Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＳｉの含有量が２４．００質量％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。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上２４．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１０質量％以上１８．００質量％未満の範囲がより好ましく、０．１０質量％以上５．００質量％未満が更に好ましく、０．１０質量％以上０．５０質量％未満が更に一層好ましい。
（鉄）
Ｆｅは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｆｅ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．０５質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＦｅの含有量が１０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｆｅ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｆｅの含有量は、０．０５質量％以上１０．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｆｅは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｆｅ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．０５質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＦｅの含有量が１０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｆｅ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｆｅの含有量は、０．０５質量％以上１０．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲がより好ましい。
（マンガン）
Ｍｎは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｍｎ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有量が１５．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｍｎ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｍｎの含有量は、０．１０質量％以上１５．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｍｎは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｍｎ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有量が１５．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｍｎ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｍｎの含有量は、０．１０質量％以上１５．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲がより好ましい。
（ニッケル）
Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｎｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉの含有量が２０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｎｉ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上２０．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上１０．００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｎｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉの含有量が２０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｎｉ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上２０．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上１０．００質量％以下の範囲がより好ましい。
（Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％）
本発明においては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉのうち１種または２種以上をそれぞれ前述の所定の量で含有すると共に、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係式を満足することで、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。先述の関係式を満足することで、マトリックス中に第二相粒子が多数存在し、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、極めて高いフラッタリング特性が得られる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉは、０．２０質量％以上の範囲が好ましく、０．４０質量％以上２０．００質量％以下の範囲がより好ましい。
本発明においては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉのうち１種または２種以上をそれぞれ前述の所定の量で含有すると共に、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係式を満足することで、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。先述の関係式を満足することで、マトリックス中に第二相粒子が多数存在し、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、極めて高いフラッタリング特性が得られる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉは、０．２０質量％以上の範囲が好ましく、０．４０質量％以上２０．００質量％以下の範囲がより好ましい。
（銅）
Ｃｕは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｃｕ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。また、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程のめっきの平滑性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｕの含有量が０．００５質量％以上であることによって、フラッタリング特性向上の効果と平滑生を向上させる効果とを一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｕの含有量が１０．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物の多数生成を抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＡｌ−Ｃｕ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｃｕの含有量が１０．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＣｕの含有量は、０．００５質量％以上１０．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．００５質量％以上０．４００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｃｕは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｃｕ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。また、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程のめっきの平滑性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｕの含有量が０．００５質量％以上であることによって、フラッタリング特性向上の効果と平滑生を向上させる効果とを一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｕの含有量が１０．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物の多数生成を抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＡｌ−Ｃｕ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｕ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｃｕの含有量が１０．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＣｕの含有量は、０．００５質量％以上１０．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．００５質量％以上０．４００質量％以下の範囲がより好ましい。
（マグネシウム）
Ｍｇは、主として第二相粒子（Ｍｇ−Ｓｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有量が０．１００質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有量が６．０００質量％以下であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｍｇの含有量が６．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＭｇの含有量は、０．１００質量％以上６．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．３００質量％以上１．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
Ｍｇは、主として第二相粒子（Ｍｇ−Ｓｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有量が０．１００質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有量が６．０００質量％以下であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｍｇの含有量が６．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＭｇの含有量は、０．１００質量％以上６．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．３００質量％以上１．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
（クロム）
Ｃｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｃｒ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｒの含有量が０．０１０質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＡｌ−Ｃｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｃｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＣｒの含有量は、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％以下がより好ましい。
Ｃｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｃｒ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｒの含有量が０．０１０質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＣｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＡｌ−Ｃｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｃｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＣｒの含有量は、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％以下がより好ましい。
（ジルコニウム）
Ｚｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｚｒ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｒの含有量が０．０１０質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＺｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＡｌ−Ｚｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｚｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＺｒの含有量は、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％以下がより好ましい。
Ｚｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｚｒ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｒの含有量が０．０１０質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＺｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＡｌ−Ｚｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｚｒの含有量が５．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＺｒの含有量は、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％以下がより好ましい。
（ベリリウム）
Ｂｅは、他の添加元素と第二相粒子を形成し、フラッタリング特性を向上させる効果がある。そのため、アルミニウム合金中に、好ましくは０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅを選択的に添加されてもよい。但し、Ｂｅが０．０００１質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｂｅが０．１０００質量％を超過して含有してもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。また、Ｂｅの含有量は、０．０００３質量％以上０．０２５０質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｂｅは、他の添加元素と第二相粒子を形成し、フラッタリング特性を向上させる効果がある。そのため、アルミニウム合金中に、好ましくは０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅを選択的に添加されてもよい。但し、Ｂｅが０．０００１質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｂｅが０．１０００質量％を超過して含有してもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。また、Ｂｅの含有量は、０．０００３質量％以上０．０２５０質量％以下の範囲がより好ましい。
（ナトリウム、ストロンチウム、リン）
Ｎａ、Ｓｒ及びＰは、アルミニウム合金基板中の第二相粒子（主にＳｉ粒子）を微細化し、めっき性を改善する効果が得られる。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、アルミニウム合金基板中のフラッタリング特性のバラつきを低減させる効果がある。そのため、アルミニウム合金中に、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、及び好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰからなる群から選択された１又は２以上の元素を選択的に添加されてもよい。但し、Ｎａ、Ｓｒ及びＰのそれぞれが０．００１質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｎａ、Ｓｒ及びＰのそれぞれが０．１００質量％を超過して含有してもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。また、Ｎａ、Ｓｒ及びＰを添加する場合のＮａ、Ｓｒ及びＰのそれぞれの含有量は、０．００３質量％以上０．０２５質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｎａ、Ｓｒ及びＰは、アルミニウム合金基板中の第二相粒子（主にＳｉ粒子）を微細化し、めっき性を改善する効果が得られる。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、アルミニウム合金基板中のフラッタリング特性のバラつきを低減させる効果がある。そのため、アルミニウム合金中に、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、及び好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰからなる群から選択された１又は２以上の元素を選択的に添加されてもよい。但し、Ｎａ、Ｓｒ及びＰのそれぞれが０．００１質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｎａ、Ｓｒ及びＰのそれぞれが０．１００質量％を超過して含有してもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。また、Ｎａ、Ｓｒ及びＰを添加する場合のＮａ、Ｓｒ及びＰのそれぞれの含有量は、０．００３質量％以上０．０２５質量％以下の範囲がより好ましい。
（鉛、スズ、インジウム、カドミウム、ビスマス、ゲルマニウム）
Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅは、第二相粒子（Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ若しくはＧｅの粒子、あるいはこれらの化合物）として、アルミマトリックス中に分布する。このような材料に振動を加えると、金属粒子・各化合物相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、極めて高いフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ又はＧｅからなる群から選択された１または２以上の元素の個々の含有量が０．１０質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ又はＧｅからなる群から選択された１または２以上の元素の個々の含有量が５．００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅからなる群から選択された１または２以上の元素の個々の含有量は、０．１０質量％以上５．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上２．００質量％未満がより好ましい。
Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅは、第二相粒子（Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ若しくはＧｅの粒子、あるいはこれらの化合物）として、アルミマトリックス中に分布する。このような材料に振動を加えると、金属粒子・各化合物相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、極めて高いフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ又はＧｅからなる群から選択された１または２以上の元素の個々の含有量が０．１０質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ又はＧｅからなる群から選択された１または２以上の元素の個々の含有量が５．００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅからなる群から選択された１または２以上の元素の個々の含有量は、０．１０質量％以上５．００質量％以下の範囲が好ましく、０．５０質量％以上２．００質量％未満がより好ましい。
（亜鉛）
Ｚｎは、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程のめっきの密着性を向上させる効果がある。また、他の添加元素と第二相粒子を形成し、フラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｎの含有量が０．００５質量％以上であることによって、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。アルミニウム合金中のＺｎの含有量が１０．０００質量％以下であることによって、ベア材の場合、ジンケート皮膜が均一となり、また、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の場合は、基板側面のジンケート皮膜が均一となりめっき密着性が低下することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることをより一層抑制することができる。また、Ｚｎの含有量１０．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＺｎの含有量は、０．００５質量％以上１０．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｚｎは、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程のめっきの密着性を向上させる効果がある。また、他の添加元素と第二相粒子を形成し、フラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｎの含有量が０．００５質量％以上であることによって、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。アルミニウム合金中のＺｎの含有量が１０．０００質量％以下であることによって、ベア材の場合、ジンケート皮膜が均一となり、また、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の場合は、基板側面のジンケート皮膜が均一となりめっき密着性が低下することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることをより一層抑制することができる。また、Ｚｎの含有量１０．０００質量％以下であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＺｎの含有量は、０．００５質量％以上１０．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％以下の範囲がより好ましい。
（チタン、ホウ素、バナジウム）
Ｔｉ、Ｂ及びＶは、鋳造時の凝固過程において、第２相粒子（ＴｉＢ２などのホウ化物あるいは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。これにより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、アルミニウム合金基板中のフラッタリング特性のバラつきを低減させる効果がある。但し、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．００５質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．５００質量％を超過してもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。そのため、Ｔｉ、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質量％以上０．５００質量％以下の範囲が好ましく、０．００５質量％以上０．１００質量％以下の範囲がより好ましい。
Ｔｉ、Ｂ及びＶは、鋳造時の凝固過程において、第２相粒子（ＴｉＢ２などのホウ化物あるいは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。これにより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、アルミニウム合金基板中のフラッタリング特性のバラつきを低減させる効果がある。但し、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．００５質量％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．５００質量％を超過してもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。そのため、Ｔｉ、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質量％以上０．５００質量％以下の範囲が好ましく、０．００５質量％以上０．１００質量％以下の範囲がより好ましい。
（その他の元素）
また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物は、各々が０．１質量％未満で、かつ合計で０．２質量％未満であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物は、各々が０．１質量％未満で、かつ合計で０．２質量％未満であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
（皮材の組成）
次に、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するクラッド材の皮材の合金成分及びその含有量について説明する。
次に、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するクラッド材の皮材の合金成分及びその含有量について説明する。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板では、ベア材のみでもめっき表面の優れた平滑性を得ることは可能である。しかし、第二相粒子が少ない皮材を心材の両面に付けてクラッド材とすることで、めっき表面がより平滑になる。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板では、皮材は、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金のいずれを用いてもよい。純Ａｌ及びＡｌ−Ｍｇ系合金は、他の合金に比べ、比較的粗大な第二相粒子が少なく、めっき性に優れる。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板に用いる純Ａｌの皮材は、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＣｕと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＺｎと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＳｉと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＦｅと、０．００１質量％以上１．０００質量％未満のＭｇと、０．３００質量％以下のＣｒと、及び０．３００質量％以下のＭｎとを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から構成されるものが好ましい。例えば、ＪＩＳ Ａ １０００系のＡｌ合金等が挙げられる。
さらに、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金基板に用いるＡｌ−Ｍｇ系合金の皮材は、１．０００質量％以上８．０００質量％以下のＭｇと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＣｕと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＺｎと、０．０１０質量％以上０．３００質量％以下のＣｒと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＳｉと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＦｅと、及び０．３００質量％以下のＭｎとを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から構成されるものが好ましい。
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板のクラッド材の心材及びベア材における表面の結晶粒径について説明する。
（表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下）
アルミニウム合金基板の表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下である場合に、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性をより一層向上させる効果がある。これは、気流により発生した振動がディスク中を伝播する過程で、結晶粒界で吸収され減衰するためと考えられる。結晶粒界は、粒径が小さいほど多くなるため、アルミニウム合金基板の表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下であることが好ましい。また、アルミニウム合金基板の表面の結晶粒径の平均値は５０μｍ以下がより好ましい。なお、表面は、Ｌ−ＬＴ面（圧延面）を表す。表面の結晶粒径の下限値には特に制限はないが、通常、１μｍ以上である。
アルミニウム合金基板の表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下である場合に、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性をより一層向上させる効果がある。これは、気流により発生した振動がディスク中を伝播する過程で、結晶粒界で吸収され減衰するためと考えられる。結晶粒界は、粒径が小さいほど多くなるため、アルミニウム合金基板の表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下であることが好ましい。また、アルミニウム合金基板の表面の結晶粒径の平均値は５０μｍ以下がより好ましい。なお、表面は、Ｌ−ＬＴ面（圧延面）を表す。表面の結晶粒径の下限値には特に制限はないが、通常、１μｍ以上である。
また第二相粒子が少ない金属皮膜をアルミニウム合金基板の全面に付けることで、めっき表面がより平滑になる。純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜は、他の合金に比べ、比較的粗大な第二相粒子が少なく、金属被覆として好ましい。また純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金は、磁気ディスク用アルミニウム合金基板との密着性が高く、熱膨張係数差も小さいので、異なる合金を被覆することによる磁気ディスク用アルミニウム合金被覆基板の平坦度変化を抑制できる。また、Znなどを製膜して後工程で行われるジンケート処理の代わりとしてもよい。
アルミニウム合金基板に用いる金属合金皮膜は、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＣｕと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＺｎと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＳｉと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＦｅと、０．００１質量％以上１．０００質量％未満のＭｇと、０．３００質量％以下のＣｒと、及び０．３００質量％以下のＭｎとを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から構成されるものが好ましい。例えば、ＪＩＳの１０００系のＡｌ合金等が挙げられる。
さらに、アルミニウム合金基板に用いる金属合金皮膜は、１．０００質量％以上８．０００質量％以下のＭｇと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＣｕと、０．００５質量％以上０．６００質量％以下のＺｎと、０．０１０質量％以上０．３００質量％以下のＣｒと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＳｉと、０．００１質量％以上０．３００質量％以下のＦｅと、及び０．３００質量％以下のＭｎとを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物から構成されるものが好ましい。例えば、ＪＩＳの５０００系のＡｌ合金等が挙げられる。
また、磁気ディスク基板用アルミニウム合金金属被覆基板を構成する金属皮膜において、その膜厚が１０ｎｍ以上あることにより均一な金属皮膜による被覆が可能であり、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の第二相粒子の影響を除去することによりめっき剥離を改善することができる。また、その膜厚が３０００ｎｍ以下であることによって、熱膨張率の異なる合金を被覆することによる平坦度変化を抑制することができるため、平坦度変化に伴うめっき剥離を一層抑制することができる。そのため、膜厚が１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の金属皮膜を有することが好ましい。また、１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の均一な金属皮膜で被覆する手法として物理蒸着を用いることがより好ましい。
（磁気ディスク用基板の製造方法）
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用基板の製造工程の各工程及びプロセス条件を詳細に説明する。
以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用基板の製造工程の各工程及びプロセス条件を詳細に説明する。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板のベア材を用いた磁気ディスクの製造方法を図２に示すフローを参照しながら説明する。ここで、アルミニウム合金の調製（ステップＳ１０１）〜冷間圧延（ステップＳ１０５）は、アルミニウム合金板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ１０６）〜磁性体の付着（ステップＳ１１１）は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクとする工程である。まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を製造する工程を説明する。
まず、上述の成分組成を有するアルミニウム合金素材の溶湯を、常法にしたがって加熱・溶融することによって調製する（ステップＳ１０１）。つぎに、調製されたアルミニウム合金素材の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や連続鋳造（ＣＣ鋳造）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ１０２）。ここで、ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法は、以下のようである。
ＤＣ鋳造：スパウトを通して注がれた溶湯は、ボトムブロックと、水冷されたモールドの壁、及びインゴット（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。
ＣＣ鋳造：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。
ＣＣ鋳造：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。
ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法の大きな相違点は、鋳造時の冷却速度で、冷却速度が大きいＣＣ鋳造では第二相粒子のサイズがＤＣ鋳造に比べ小さいのが特徴である。鋳造時の冷却速度は０．１〜１０００℃／ｓの範囲が好ましい。鋳造時の冷却速度を０．１〜１０００℃／ｓとすることによって、最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長の合計が長くなり、フラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超える可能性がある。この場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき剥離も生じる可能性がある。一方、鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを越える場合は最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる可能性がある。この場合、十分なフラッタリング特性が得られない可能性がある。
つぎに、鋳造されたアルミニウム合金の均質化処理を実施する（ステップＳ１０３）。均質化処理は、４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階で加熱処理を行うことが好ましい。均質化処理を４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階加熱処理とすることによって、最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長の合計が長くなり、フラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。１段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が４００℃未満又は０．５時間未満だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる可能性があり、十分なフラッタリング特性が得られない可能性がある。１段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が４７０℃越え又は５０時間以上だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超える可能性がある。この場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき剥離も生じる可能性がある。一方、２段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が４７０℃以下又は１時間未満だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる可能性があり、十分なフラッタリング特性が得られない可能性がある。２段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が６３０℃以上又は３０時間以上だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超える可能性がある。この場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき剥離も生じる可能性がある。
つぎに、均質化処理をしたアルミニウム合金を熱間圧延し板材とする（ステップＳ１０４）。熱間圧延するに当たっては、特にその条件は限定されるものではなく、熱間圧延開始温度を３００〜６００℃とし、熱間圧延終了温度は２６０〜４００℃とする。つぎに、熱間圧延した板を冷間圧延して１．３ｍｍから０．４５ｍｍ程度のアルミニウム合金板とする（ステップＳ１０５）。熱間圧延終了後は、冷間圧延によって所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率を１０〜９５％とする。冷間圧延の前あるいは冷間圧延の途中で、冷間圧延加工性を確保するために焼鈍処理を施してもよい。焼鈍処理を実施する場合には、例えばバッチ式の加熱ならば、３００〜３９０℃で０．１〜１０時間の条件で行うことが好ましい。また、連続式の加熱ならば、４００〜５００℃で０〜６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。
アルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、アルミニウム合金板を円環状に打ち抜き、ディスクブランクを作成する（ステップＳ１０６）。つぎに、ディスクブランクを大気中にて例えば１００℃以上３９０℃以下で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）。つぎに、ブランクの切削加工、研削加工を行いアルミニウム合金基板とする（ステップＳ１０８）。つぎに、アルミニウム合金基板表面に脱脂、エッチング、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ１０９）。つぎに、ジンケート処理した表面に下地処理（Ｎｉ−Ｐめっき）し、アルミニウム合金基板を作成する（ステップＳ１１０）。つぎに、下地処理した表面にスパッタリングで磁性体を付着させ磁気ディスクとする（ステップＳ１１１）。
なお、ベア材とクラッド材共にアルミニウム合金板とした後は、３９０℃を超える温度に晒されることはないため、第二相粒子の分布（組織）や成分が変わることはない。従って、アルミニウム合金基板の代わりに、アルミニウム合金板やディスクブランク、アルミニウム合金基板、磁気ディスクを用いて第二相粒子の分布や成分の評価を行ってもよい。
つぎに、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスクの製造工程を図３に示すフローを参照しながら説明する。ここで、アルミニウム合金の調製（ステップＳ２０１）〜冷間圧延（ステップＳ２０５）は、アルミニウム合金板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクとする工程である。
まず、心材、皮材に対し、上述の成分組成を有するアルミニウム合金素材の溶湯を、常法にしたがって加熱・溶融することによって調製する（ステップＳ２０１）。つぎに、所望組成に配合されたアルミニウム合金素材の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や連続鋳造（ＣＣ鋳造）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ２０２−１）。つぎに、皮材用鋳塊の均質化処理を行い、熱間圧延して所望の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し所望の板厚とした心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする工程を行う（ステップＳ２０２−２）。
クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を圧延圧接法で製造する場合、心材には、例えば、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や連続鋳造（ＣＣ鋳造）法等で調製した鋳塊を用いる。鋳造後、面削や切削等の機械的除去やアルカリ洗浄等の化学的除去を行って酸化皮膜を除去しておくと、後の心材と皮材との圧接が良好になされる（ステップＳ２０２−１、Ｓ２０２−２）。
皮材はＤＣ鋳造法やＣＣ鋳造法等で得た鋳塊を面削し、熱間圧延して所定寸法の板材とする。熱間圧延前に均質化処理は実施してもしなくても良いが、実施する場合には３５０℃以上５５０℃以下で１時間以上等の条件で行うことが好ましい。皮材を所望の厚さとするための熱間圧延をするに当たっては、特にその条件は限定されるものではなく、熱間圧延開始温度を３５０℃以上５００℃以下とし、熱間圧延終了温度は２６０℃以上３８０℃以下とすることが好ましい。また、皮材を所望の厚さとするために熱間圧延後の素板を硝酸や苛性ソーダ等で素洗いすると、当該熱間圧延で生成した酸化皮膜が除去され、心材との圧接が良好になされる（ステップＳ２０２−１、Ｓ２０２−２）。
本発明の実施形態において、心材と皮材とをクラッドするにあたり、皮材のクラッド率（クラッド材全厚さに対する皮材厚さの比率）は特に限定されるものではないが、必要な製品板強度や平坦度、研削量に応じて適宜定められ、３％以上３０％以下とするのが好ましく、５％以上２０％以下とするのがより好ましい。
例えば、熱間圧延して板厚１５ｍｍ程度の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し板厚２７０ｍｍ程度の心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする。
例えば、熱間圧延して板厚１５ｍｍ程度の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し板厚２７０ｍｍ程度の心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする。
つぎに、鋳造したアルミニウム合金の均質化処理をする（ステップＳ２０３）。心材と皮材との合わせ材の均質化処理は、４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階で加熱処理を行うことが好ましい。
心材と皮材との合わせ材を均質化処理する際には、心材と皮材の界面の酸化皮膜の生成を極力抑制する必要がある。そのためには、酸化皮膜が生成し易い組成を有するアルミニウム合金を均質化処理する場合には、例えば、窒素ガスやアルゴンガスなどの不活性ガス、一酸化炭素などの還元性ガス、真空などの減圧ガスなど、の非酸化性雰囲気中で行うのが好ましい。
つぎに、均質化処理をしたアルミニウム合金を熱間圧延し板材とする（ステップＳ２０４）。熱間圧延を行うことで、心材と皮材がクラッドされる。熱間圧延を行うにあたっては、特にその条件は限定されるものではなく、熱間圧延開始温度を３００℃以上６００℃以下が好ましく、熱間圧延終了温度は２６０℃以上４００℃以下が好ましい。なお、ここで板厚は３．０ｍｍ程度とする。
熱間圧延によって得られたアルミニウム合金板は、冷間圧延によって所望の製品板厚に仕上げられる（ステップＳ２０５）。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率は１０％以上９５％以下が好ましい。
冷間圧延の前あるいは冷間圧延の途中で、冷間圧延加工性を確保するために焼鈍処理を施してもよい。焼鈍処理を実施する場合には、例えばバッチ式の加熱ならば、３００℃以上３９０℃以下で０．１時間以上１０時間以下の条件で行うことが好ましい。
本発明の実施形態では板厚は１．３ｍｍから０．４５ｍｍ程度の範囲が好ましい。
本発明の実施形態では板厚は１．３ｍｍから０．４５ｍｍ程度の範囲が好ましい。
上述の各工程は何れも第二相粒子の生成に関係するが、本発明の実施形態に係る心材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の特性は、特にステップＳ２０２−１の心材の鋳造時における冷却速度が大きく影響している。心材の鋳造時の冷却速度は、所望の二相粒子の分布を得るためには冷却速度は０．１℃／ｓ以上１０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
心材の鋳造時の冷却速度を０．１〜１０００℃／ｓとすることによって、最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子が心材中に多数生成し、第二相粒子の周囲長の合計が長くなり、フラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。心材の鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超える可能性がある。この場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる可能性がある。一方、鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを越える場合は最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる可能性があり、十分なフラッタリング特性が得られない可能性がある。
本発明の実施形態において、心材と皮材をクラッドするには種々の方法が適用できる。例えば、ブレージングシートの製造等に通常使用される圧延圧接法が挙げられる。この圧延圧接法においては、心材と皮材の合わせ材に、均質化処理（ステップＳ２０３）、熱間圧延（ステップＳ２０４）、冷間圧延（ステップＳ２０５）をこの順序で施すことにより行われる。
合わせ材の均質化処理は、４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階で加熱処理を行うことが好ましい。均質化処理を４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階加熱処理とすることによって、最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子が心材中に多数生成し、第二相粒子の周囲長の合計が長くなり、フラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。１段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が４００℃未満又は０．５時間未満だと心材の最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる可能性があり、十分なフラッタリング特性が得られない可能性がある。１段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が４７０℃越え又は５０時間以上だと心材の最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超える可能性がある。この場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる可能性がある。一方、２段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が４７０℃以下又は１時間未満だと心材の最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる可能性がある。この場合、十分なフラッタリング特性が得られない可能性がある。２段目の均質化処理時の加熱温度又は時間が６３０℃以上又は３０時間以上だと最長径４μｍ以上３０μｍ以下の心材の第二相粒子の周囲長の合計が１０００ｍｍ／ｍｍ２を超える可能性がある。この場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる可能性がある。
クラッド材のアルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、ディスクブランクの作成（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）の工程を実施する。ディスクブランクの作成（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）の工程は、ベア材のアルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工する工程であるディスクブランクの作成（ステップＳ１０６）〜磁性体の付着（ステップＳ１１１）の工程と同様である。
また、金属薄膜を形成する場合のフローを図４に示す。ここで、アルミニウム合金の調製（ステップＳ３０１）〜冷間圧延（ステップＳ３０５）は、アルミニウム合金板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ３０６）〜磁性体の付着（ステップＳ３１２）は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクとする工程である。アルミニウム合金の調製（ステップＳ３０１）〜冷間圧延（ステップＳ３０５）の各工程は、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板に調製・加工する各工程であるアルミニウム合金の調製（ステップＳ１０１）〜冷間圧延（ステップＳ１０５）の各工程と同様である。
ディスクブランクの作製（ステップＳ３０６）〜磁性体の付着（ステップＳ３１２）では、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Ｓ３０６）。つぎに、ディスクブランクを大気中にて例えば１００℃以上３９０℃以下で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Ｓ３０７）。つぎに、ブランクの切削加工、研削加工を行いアルミニウム合金基板とする（ステップＳ３０８）。つぎに、アルミニウム合金基板表面に必要に応じて脱脂、エッチングを施しディスクブランクを物理蒸着により金属皮膜で被覆する（ステップＳ３０９）。つぎに、物理蒸着により金属皮膜で被覆されたディスクブランク表面に、脱脂、エッチング処理、２回のジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ３１０）。このように、2回のジンケート処理に付した表面に下地処理（Ｎｉ−Ｐめっき）し、アルミニウム合金被覆基板を作成する（ステップＳ３１１）。つぎに、下地処理した表面にスパッタリングで磁性体を付着させ磁気ディスクとする（ステップＳ３１２）。
ディスクブランクの作製（ステップＳ３０６）〜磁性体の付着（ステップＳ３１２）では、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Ｓ３０６）。つぎに、ディスクブランクを大気中にて例えば１００℃以上３９０℃以下で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Ｓ３０７）。つぎに、ブランクの切削加工、研削加工を行いアルミニウム合金基板とする（ステップＳ３０８）。つぎに、アルミニウム合金基板表面に必要に応じて脱脂、エッチングを施しディスクブランクを物理蒸着により金属皮膜で被覆する（ステップＳ３０９）。つぎに、物理蒸着により金属皮膜で被覆されたディスクブランク表面に、脱脂、エッチング処理、２回のジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ３１０）。このように、2回のジンケート処理に付した表面に下地処理（Ｎｉ−Ｐめっき）し、アルミニウム合金被覆基板を作成する（ステップＳ３１１）。つぎに、下地処理した表面にスパッタリングで磁性体を付着させ磁気ディスクとする（ステップＳ３１２）。
本発明の実施形態において、物理蒸着による金属皮膜の形成には種々の方法が適用できる。例えば、真空蒸着、分子線蒸着（ＭＢＥ; Molecular Beam Epitaxy）、イオンプレーティング、イオンビーム蒸着、コンベンショナル・スパッタリング、マグネトロン・スパッタリング、イオンビーム・スパッタリング、ＥＣＲスパッタリング等により金属皮膜の形成を行うことができる。金属薄膜を形成するとめっき剥離が起きにくくなり、より好適に用いることができる。
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。
（ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板）
まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。表１〜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溶製した（ステップＳ１０１）。表１〜表３中「−」は、測定限界値以下を示す。
まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。表１〜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溶製した（ステップＳ１０１）。表１〜表３中「−」は、測定限界値以下を示す。
つぎに、表４〜表６に示すように、合金Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１８、Ａ２０、Ａ２１、Ａ２３〜Ａ３１、Ａ３５〜Ａ４８、ＡＣ１〜ＡＣ７及びＡＣ９〜ＡＣ１３は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ａ１９、Ａ２２、Ａ３２〜Ａ３４及びＡＣ８は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ鋳造法により、鋳造し鋳塊を作製した（ステップＳ１０２）。
合金Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１８、Ａ２０、Ａ２１、Ａ２３〜Ａ３１、Ａ３５〜Ａ４８、ＡＣ１〜ＡＣ７及びＡＣ９〜ＡＣ１３の鋳塊は両面１５ｍｍの面削を行った。つぎに、表４〜表６に示す条件にて均質化処理を施した（ステップＳ１０３）。なお、合金Ｎｏ．Ａ４７は、２段目均質化処理後に６３０〜６４０℃にて５時間保持を行っている。また、合金Ｎｏ．ＡＣ１１は、３８０〜３９０℃にて５時間保持を行っている。次に、圧延開始温度３７０℃、圧延終了温度３１０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした（ステップＳ１０４）。Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ａ８〜Ａ３６及びＡＣ１〜ＡＣ４の合金の熱延板は３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）を行った。全ての板材を、冷間圧延（圧延率７３．３％）により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ１０５）。前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ１０６）。
ディスクブランクを３５０℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ１０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ１０８）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（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分のエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした（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。２回の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２１μｍ厚さに無電解めっきした。得られためっき面を平均粒径８００ｎｍのアルミナスラリーおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて粗研磨した。粗研磨の加工量を３．８μｍとした。続いて、２０〜２００ｎｍの粒径を有するコロイダルシリカおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて仕上げポリッシュ加工を行った。なお、仕上げポリッシュ加工の加工量を０．２μｍとした。さらに、アルカリ洗浄剤およびＰＶＡスポンジを用いてめっき面の表面を十分に擦り洗い、１８ＭΩ・ｃｍ以上の抵抗率を有する脱イオン水を用いて十分にすすいで、研磨砥粒、切粉、およびその他付着異物の除去を行った（ステップＳ１１０）。
鋳造（ステップＳ１０２）工程後のアルミニウム合金鋳塊、研削加工（ステップＳ１０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ１１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各合金１０枚のディスクをめっき処理まで実施している。ただし、実施例３〜５、４４〜４８の一部のディスクでは、めっき剥離が生じていた。めっき剥離したディスクの枚数は、実施例３が１枚、実施例４が２枚、実施例５が３枚、実施例４４が５枚、実施例４５が４枚、実施例４６が４枚、実施例４７が４枚、実施例４８が４枚であった。本実施例ではめっき剥離していないディスクを用い評価を行った。
〔鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ１０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
鋳造（ステップＳ１０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔第二相粒子の個数と最長径及び周囲長の合計〕
研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板断面を光学顕微鏡により４００倍で２０視野（１視野の面積：０．０５ｍｍ２）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）を用いて第二相粒子の個数（個／ｍｍ２）と最長径及び周囲長の合計（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板断面を光学顕微鏡により４００倍で２０視野（１視野の面積：０．０５ｍｍ２）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）を用いて第二相粒子の個数（個／ｍｍ２）と最長径及び周囲長の合計（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔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板を用いディスク・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ＬＤＶ１８００（商品名）に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３００Ｈｚから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へ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より大きく４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍより大きく５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
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板を用いディスク・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ＬＤＶ１８００（商品名）に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３００Ｈｚから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へ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より大きく４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍより大きく５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
〔表面の平均結晶粒径〕
研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板表面（Ｌ−ＬＴ面、圧延表面）について、バーカー氏液（Barker氏液、HBF4（テトラフルオロホウ酸）と水を体積比で1：30の比で混合した水溶液）を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて１００倍で１枚撮影した。結晶粒径の測定は、交差した結晶粒の数を数える交線法を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に垂直な方向）に５００μｍの直線を５本引きを実施してその平均値を求めた。
研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板表面（Ｌ−ＬＴ面、圧延表面）について、バーカー氏液（Barker氏液、HBF4（テトラフルオロホウ酸）と水を体積比で1：30の比で混合した水溶液）を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて１００倍で１枚撮影した。結晶粒径の測定は、交差した結晶粒の数を数える交線法を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に垂直な方向）に５００μｍの直線を５本引きを実施してその平均値を求めた。
表７〜９に示すように、実施例１〜４８は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
一方、比較例１〜１３に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
一方、比較例１〜１３に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
（クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板）
まず、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
表１０〜表１５に示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、心材用のアルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ２０１）。表１０〜表１５中「−」は、測定限界値以下を示す。
まず、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
表１０〜表１５に示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、心材用のアルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ２０１）。表１０〜表１５中「−」は、測定限界値以下を示す。
表１６〜表１８に示すように、心材用鋳塊として合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８、Ｂ２０、Ｂ２１、Ｂ２３〜Ｂ３１、Ｂ３５〜Ｂ４８、ＢＣ１〜ＢＣ７及びＢＣ９〜ＢＣ１３のアルミニウム合金溶湯は、ＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ｂ１９、Ｂ２２、Ｂ３２〜Ｂ３４及びＢＣ８のアルミニウム合金溶湯は、ＣＣ法により鋳塊を作製した（ステップＳ２０２−１）。皮材用鋳塊は、全合金ともＤＣ鋳造法により作製した。合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１８、Ｂ２０、Ｂ２１、Ｂ２３〜Ｂ３１、Ｂ３５〜Ｂ４８、ＢＣ１〜ＢＣ７及びＢＣ９〜ＢＣ１３の心材は、鋳塊の両面１５ｍｍの面削を行ない心材とした（ステップＳ２０２−２）。皮材は、鋳塊の両面１５ｍｍの面削を行い、大気中にて５２０℃で６時間の均質化処理をし、熱間圧延を行ない合金Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ１８、Ｃ２０、Ｃ２１、Ｃ２３〜Ｃ３１、Ｃ３５〜Ｃ４８、ＣＣ１〜ＣＣ７及びＣＣ９〜ＣＣ１３は板厚１５ｍｍの熱間圧延板とし、合金Ｎｏ．Ｃ１９、Ｃ２２、Ｃ３２〜Ｃ３４及びＣＣ８は板厚０．５ｍｍの熱間圧延板とした。その後、熱間圧延板を苛性ソーダで素洗いし皮材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とした。
次に、表１６〜表１８に示すように、均質化処理を施した（ステップＳ２０３）。なお、合金Ｎｏ．Ｂ４７の合わせ材は、２段目均質化処理後に６３０〜６４０℃にて５時間保持を行っている。また、合金Ｎｏ．ＢＣ１１は、３８０〜３９０℃にて５時間保持を行っている。次に、圧延開始温度３７０℃、圧延終了温度３１０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした（ステップＳ２０４）。合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ６、Ｂ８〜Ｂ３６及びＢＣ１〜ＢＣ４の合金以外の熱間圧延板は、３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）を行った。全ての板材を、冷間圧延（圧延率７３．３％）により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ２０５）。前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ２０６）。
ディスクブランクを３５０℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ２０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ２０８）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（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分のエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした。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Ｓ２０９）。なお、ジンケート処理は合計２回行い、ジンケート処理間に室温の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２１μｍ厚さに無電解めっきした。得られためっき面を平均粒径８００ｎｍのアルミナスラリーおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて粗研磨した。粗研磨の加工量を３．８μｍとした。続いて、２０〜２００ｎｍの粒径を有するコロイダルシリカおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて仕上げポリッシュ加工を行った。なお、仕上げポリッシュ加工の加工量を０．２μｍとした。さらに、アルカリ洗浄剤およびＰＶＡスポンジを用いてめっき面の表面を十分に擦り洗い、１８ＭΩ・ｃｍ以上の抵抗率を有する脱イオン水を用いて十分にすすいで、研磨砥粒、切粉、およびその他付着異物の除去を行った（ステップＳ２１０）。
鋳造（ステップＳ２０２−１）工程後のアルミニウム合金鋳塊、研削加工（ステップＳ２０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各合金１０枚のディスクをめっき処理まで実施しているが、実施例５１〜５３、９２〜９６の一部のディスクでは、めっき剥離が生じていた。めっき剥離したディスクの枚数は、実施例５１が１枚、実施例５２が２枚、実施例５３が３枚、実施例９２が４枚、実施例９３が３枚、実施例９４が３枚、実施例９５が３枚、実施例９６が３枚であった。めっき剥離していないディスクを用い評価を行った。
〔心材の鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ２０２−１）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
鋳造（ステップＳ２０２−１）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔心材中の第二相粒子の個数と最長径及び周囲長の合計〕
研削加工（ステップＳ２０８）後のアルミニウム合金基板断面（心材部）を光学顕微鏡により４００倍で２０視野（１視野の面積：０．０５ｍｍ２）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）を用いて第二相粒子の個数（個／ｍｍ２）と最長径及び周囲長の合計（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
研削加工（ステップＳ２０８）後のアルミニウム合金基板断面（心材部）を光学顕微鏡により４００倍で２０視野（１視野の面積：０．０５ｍｍ２）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）を用いて第二相粒子の個数（個／ｍｍ２）と最長径及び周囲長の合計（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔ディスク・フラッタの測定〕
めっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基板を用いディスク・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ＬＤＶ１８００（商品名）に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３００Ｈｚから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へ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４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍより大きく５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
めっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基板を用いディスク・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ＬＤＶ１８００（商品名）に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３００Ｈｚから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へ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４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍより大きく５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
〔心材表面の平均結晶粒径〕
研削加工（ステップＳ２０８）後のアルミニウム合金基板表面（Ｌ−ＬＴ面）を更に研削し、心材の表面を露出させ、バーカー氏液を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて１００倍で１枚撮影した。結晶粒径の測定は、交差した結晶粒の数を数える交線法を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に垂直な方向）に５００μｍの直線を５本引きを実施してその平均値を求めた。
研削加工（ステップＳ２０８）後のアルミニウム合金基板表面（Ｌ−ＬＴ面）を更に研削し、心材の表面を露出させ、バーカー氏液を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて１００倍で１枚撮影した。結晶粒径の測定は、交差した結晶粒の数を数える交線法を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に垂直な方向）に５００μｍの直線を５本引きを実施してその平均値を求めた。
表１９〜２１に示すように、実施例４９〜９６は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
一方、比較例１４〜２６に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
一方、比較例１４〜２６に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
（両面に純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板）
次に、両面に純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
表２２〜表２４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溶製した（ステップＳ３０１）。表２２〜表２４中「−」は、測定限界値以下を示す。
次に、両面に純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
表２２〜表２４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溶製した（ステップＳ３０１）。表２２〜表２４中「−」は、測定限界値以下を示す。
つぎに、表２５〜表２７に示すように、合金Ｎｏ．Ａ１−１〜Ａ１−１８、Ａ１−２０、Ａ１−２１、Ａ１−２３〜Ａ１−３１、Ａ１−３５〜Ａ１−５７、ＡＣ１−１〜ＡＣ１−７及びＡＣ１−９〜ＡＣ１−１３は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ａ１−１９、Ａ１−２２、Ａ１−３２〜Ａ１−３４及びＡＣ１−８は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ鋳造法により、鋳造し鋳塊を作製した（ステップＳ３０２）。
合金Ｎｏ．Ａ１−１〜Ａ１−１８、Ａ１−２０、Ａ１−２１、Ａ１−２３〜Ａ１−３１、Ａ１−３５〜Ａ１−５７、ＡＣ１−１〜ＡＣ１−７及びＡＣ１−９〜ＡＣ１−１３の鋳塊は両面１５ｍｍの面削を行った。つぎに、表２５〜表２７に示す条件にて均質化処理を施した（ステップＳ３０３）。なお、合金Ｎｏ．Ａ４７は、２段目均質化処理後に６３０〜６４０℃にて５時間保持を行っている。また、合金Ｎｏ．ＡＣ１−１１は、３８０〜３９０℃にて５時間保持を行っている。次に、圧延開始温度３７０℃、圧延終了温度３１０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした（ステップＳ３０４）。Ｎｏ．Ａ１−１〜Ａ１−６、Ａ１−８〜Ａ１−３６及びＡＣ１−１〜ＡＣ１−４の合金の熱延板は３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）を行った。全ての板材を、冷間圧延（圧延率７３．３％）により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ３０５）。前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ３０６）。
ディスクブランクを３５０℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ３０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ３０８）。
つぎに、表２８〜表３０に示すように、合金Ｃ１−１〜Ｃ１−５７、ＣＣ１−１〜ＣＣ１−１３の金属または合金を皮膜として前記ディスクブランクの全周に渡ってスパッタにて形成させた（ステップＳ３０９）
その後、ＡＤ−６８Ｆ（商品名、上村工業製）により６０℃で脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（商品名、上村工業製）により６５℃でエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ ３水溶液（室温）でデスマットした（ステップＳ３０９）。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行った（ステップＳ３０９）。なお、ジンケート処理は合計２回行い、ジンケート処理間に室温の３０％ＨＮＯ３水溶液に２０秒間浸漬して表面を剥離処理した。
２回の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２１μｍ厚さに無電解めっきした。得られためっき面を平均粒径８００ｎｍのアルミナスラリーおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて粗研磨した。粗研磨の加工量を３．８μｍとした。続いて、２０〜２００ｎｍの粒径を有するコロイダルシリカおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて仕上げポリッシュ加工を行った。なお、仕上げポリッシュ加工の加工量を０．２μｍとした。さらに、アルカリ洗浄剤およびＰＶＡスポンジを用いてめっき面の表面を十分に擦り洗い、１８ＭΩ・ｃｍ以上の抵抗率を有する脱イオン水を用いて十分にすすいで、研磨砥粒、切粉、およびその他付着異物の除去を行った（ステップＳ３１０）。
つぎに、表２８〜表３０に示すように、合金Ｃ１−１〜Ｃ１−５７、ＣＣ１−１〜ＣＣ１−１３の金属または合金を皮膜として前記ディスクブランクの全周に渡ってスパッタにて形成させた（ステップＳ３０９）
その後、ＡＤ−６８Ｆ（商品名、上村工業製）により６０℃で脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（商品名、上村工業製）により６５℃でエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ ３水溶液（室温）でデスマットした（ステップＳ３０９）。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行った（ステップＳ３０９）。なお、ジンケート処理は合計２回行い、ジンケート処理間に室温の３０％ＨＮＯ３水溶液に２０秒間浸漬して表面を剥離処理した。
２回の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２１μｍ厚さに無電解めっきした。得られためっき面を平均粒径８００ｎｍのアルミナスラリーおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて粗研磨した。粗研磨の加工量を３．８μｍとした。続いて、２０〜２００ｎｍの粒径を有するコロイダルシリカおよび発泡ウレタン製研磨パッドを用いて仕上げポリッシュ加工を行った。なお、仕上げポリッシュ加工の加工量を０．２μｍとした。さらに、アルカリ洗浄剤およびＰＶＡスポンジを用いてめっき面の表面を十分に擦り洗い、１８ＭΩ・ｃｍ以上の抵抗率を有する脱イオン水を用いて十分にすすいで、研磨砥粒、切粉、およびその他付着異物の除去を行った（ステップＳ３１０）。
鋳造（ステップＳ３０２）工程後のアルミニウム合金鋳塊、研削加工（ステップＳ３０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ３１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各合金１０枚のディスクをめっき処理まで実施している。ただし、実施例１−３〜１−５、１−４４〜１−４８、１−５６、１−５７の一部のディスクでは、めっき剥離が生じていた。めっき剥離したディスクの枚数は、実施例１−３が１枚、実施例１−４が２枚、実施例１−５が３枚、実施例１−４４が４枚、実施例１−４５が５枚、実施例１−４６が５枚、実施例１−４７が５枚、実施例１−４８が４枚、実施例１−５６が４枚、実施例１−５７が４枚であった。本実施例ではめっき剥離していないディスクを用い評価を行った。
〔鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ３０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
鋳造（ステップＳ３０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定は、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔第二相粒子の個数と最長径及び周囲長の合計〕
研削加工（ステップＳ３０８）後のアルミニウム合金基板断面を光学顕微鏡により４００倍で２０視野（１視野の面積：０．０５ｍｍ２）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）を用いて第二相粒子の個数（個／ｍｍ２）と最長径及び周囲長の合計（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
研削加工（ステップＳ３０８）後のアルミニウム合金基板断面を光学顕微鏡により４００倍で２０視野（１視野の面積：０．０５ｍｍ２）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）を用いて第二相粒子の個数（個／ｍｍ２）と最長径及び周囲長の合計（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
〔ディスク・フラッタの測定〕
めっき処理研磨（ステップＳ３１０）工程後のアルミニウム合金基板を用いディスク・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ＬＤＶ１８００（商品名）に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３００Ｈｚから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へ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より大きく４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍより大きく５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
めっき処理研磨（ステップＳ３１０）工程後のアルミニウム合金基板を用いディスク・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ＬＤＶ１８００（商品名）に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３００Ｈｚから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へ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より大きく４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍより大きく５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
〔表面の平均結晶粒径〕
研削加工（ステップＳ３０８）後のアルミニウム合金基板表面（Ｌ−ＬＴ面、圧延表面）について、バーカー氏液（Barker氏液、HBF4（テトラフルオロホウ酸）と水を体積比で1：30の比で混合した水溶液）を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて１００倍で１枚撮影した。結晶粒径の測定は、交差した結晶粒の数を数える交線法を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に垂直な方向）に５００μｍの直線を５本引きを実施してその平均値を求めた。
研削加工（ステップＳ３０８）後のアルミニウム合金基板表面（Ｌ−ＬＴ面、圧延表面）について、バーカー氏液（Barker氏液、HBF4（テトラフルオロホウ酸）と水を体積比で1：30の比で混合した水溶液）を用いてバーカーエッチングを施し、偏光顕微鏡にて１００倍で１枚撮影した。結晶粒径の測定は、交差した結晶粒の数を数える交線法を用いて、ＬＴ方向（圧延方向に垂直な方向）に５００μｍの直線を５本引きを実施してその平均値を求めた。
それらの結果を表３４〜３６に示す。
比較例１−１〜１−１３に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
一方、表３４〜３６に示すように、実施例１−１〜１−５７は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
一方、表３４〜３６に示すように、実施例１−１〜１−５７は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
本発明をその実施態様とともに説明したが、我々は特に指定しない限り我々の発明を説明のどの細部においても限定しようとするものではなく、添付の請求の範囲に示した発明の精神と範囲に反することなく幅広く解釈されるべきであると考える。
本願は、２０１６年４月２７日に日本国で特許出願された特願２０１６−０８８７１９及び２０１６年５月１３日に日本国で特許出願された特願２０１６−０９７４３９に基づく優先権を主張するものであり、これらはここに参照してその内容を本明細書の記載の一部として取り込む。
本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
単層のベア材又は３層構造のクラッド材からなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板であって、該ベア材のアルミニウム合金組成及び前記クラッド材の心材のアルミニウム合金組成が、０．１０質量％以上０．５０質量％未満のＳｉ、０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上を含有し、２０．００質量％≧Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、且つ、（１）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、０．１００質量％以上１．０００質量％未満のＭｇ、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、及び０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒからなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなり、
金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上である。
単層のベア材又は３層構造のクラッド材からなる磁気ディスク用アルミニウム合金基板であって、該ベア材のアルミニウム合金組成及び前記クラッド材の心材のアルミニウム合金組成が、０．１０質量％以上０．５０質量％未満のＳｉ、０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上を含有し、２０．００質量％≧Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、且つ、（１）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、０．１００質量％以上１．０００質量％未満のＭｇ、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、及び０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒからなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなり、
金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２以上である。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
（２）０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ、
（３）０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（４）個々の含有量が０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅ
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（５）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ、並びに／又は
（６）含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群
から選択された１もしくは２以上の元素、
前記（２）〜（６）からなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有していてもよい。
（２）０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ、
（３）０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（４）個々の含有量が０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅ
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素、
（５）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ、並びに／又は
（６）含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群
から選択された１もしくは２以上の元素、
前記（２）〜（６）からなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有していてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
前記皮膜の膜厚が１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の皮膜を有していてもよい。
前記皮膜の膜厚が１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の皮膜を有していてもよい。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層を形成して磁気ディスクとすることができる。
表面に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理層とその上の磁性体層を形成して磁気ディスクとすることができる。
本発明の前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法の一実施形態は、
鋳造時の冷却速度が０．１〜１０００℃／ｓで、前記アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、前記鋳塊を、４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階で加熱処理を行う均質化熱処理工程と、前記鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む。
鋳造時の冷却速度が０．１〜１０００℃／ｓで、前記アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、前記鋳塊を、４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階で加熱処理を行う均質化熱処理工程と、前記鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む。
本発明の前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法の別の実施形態は、鋳造時の冷却速度が０．１〜１０００℃／ｓで、前記アルミニウム合金を用いて心材用鋳塊を鋳造する心材鋳造工程と、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて皮材用鋳塊を鋳造する皮材鋳造工程と、皮材用鋳塊を均質化処理し、次いで熱間圧延して皮材とする皮材工程と、心材用鋳塊の両面に皮材をそれぞれ合わせて合わせ材とする合わせ材工程と、前記合わせ材を、４００〜４７０℃で０．５時間以上５０時間未満で加熱処理を行った後に、更に４７０℃を超えて６３０℃未満で１時間以上３０時間未満の２段階で加熱処理を行う均質化熱処理工程と、前記合わせ材を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む。
前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法は、
前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含んでもよい。
前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含んでもよい。
磁気ディスク用アルミニウム合金基板のフラッタリング特性をさらに向上させるためには、（１）０．１０質量％以上０．５０質量％未満のＳｉ、０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上の添加元素を含有し、且つ、２０．００質量％≧Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、さらに、（２）０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、０．１００質量％以上１．０００質量％未満のＭｇ、０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、及び０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒ、からなる群から選択される１もしくは２以上の元素を含有する。必要によって、（３）好ましくは０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ、（４）好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、好ましくは０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ、からなる群から選択される１もしくは２以上の元素、（５）個々の含有量が好ましくは０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅからなる群から選択される１もしくは２以上の元素、（６）好ましくは０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ、並びに／又は（７）含有量の合計が好ましくは０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１もしくは２以上の元素、上記（３）〜（７）からなる群から選択される１もしくは２以上の選択元素をさらに含有するアルミニウム合金を用いることもできる。以下これらの添加元素と選択元素を説明する。
（シリコン）
Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＳｉの含有量が０．５０質量％未満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。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上０．５０質量％未満の範囲である。
Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＳｉの含有量が０．５０質量％未満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。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上０．５０質量％未満の範囲である。
（鉄）
Ｆｅは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｆｅ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．０５質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＦｅの含有量が１０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｆｅ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｆｅの含有量は、０．０５質量％以上１０．００質量％以下の範囲であり、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲が好ましい。
Ｆｅは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｆｅ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．０５質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＦｅの含有量が１０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｆｅ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｆｅの含有量は、０．０５質量％以上１０．００質量％以下の範囲であり、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲が好ましい。
（マンガン）
Ｍｎは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｍｎ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有量が１５．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｍｎ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｍｎの含有量は、０．１０質量％以上１５．００質量％以下の範囲であり、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲が好ましい。
Ｍｎは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｍｎ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｎの含有量が１５．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｍｎ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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Ｍｎの含有量は、０．１０質量％以上１５．００質量％以下の範囲であり、０．５０質量％以上５．００質量％以下の範囲が好ましい。
（ニッケル）
Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｎｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉの含有量が２０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｎｉ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上２０．００質量％以下の範囲であり、０．５０質量％以上１０．００質量％以下の範囲が好ましい。
Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｎｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。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、極めて高い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の含有量が０．１０質量％以上であることによって、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＮｉの含有量が２０．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物子が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時にＡｌ−Ｎｉ系化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。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の含有量は、０．１０質量％以上２０．００質量％以下の範囲であり、０．５０質量％以上１０．００質量％以下の範囲が好ましい。
（２０．００質量％≧Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％）
本発明においては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉのうち１種または２種以上をそれぞれ前述の所定の量で含有すると共に、２０．００質量％≧Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係式を満足することで、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。先述の関係式を満足することで、マトリックス中に第二相粒子が多数存在し、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、極めて高いフラッタリング特性が得られる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉは、２０．００質量％以下、且つ、０．２０質量％以上の範囲であり、０．４０質量％以上が好ましい。
本発明においては、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉのうち１種または２種以上をそれぞれ前述の所定の量で含有すると共に、２０．００質量％≧Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係式を満足することで、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。先述の関係式を満足することで、マトリックス中に第二相粒子が多数存在し、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、極めて高いフラッタリング特性が得られる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉは、２０．００質量％以下、且つ、０．２０質量％以上の範囲であり、０．４０質量％以上が好ましい。
（マグネシウム）
Ｍｇは、主として第二相粒子（Ｍｇ−Ｓｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有量が０．１００質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有量が１．０００質量％未満であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｍｇの含有量が１．０００質量％未満であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＭｇの含有量は、０．１００質量％以上１．０００質量％未満の範囲であり、０．３００質量％以上１．０００質量％未満の範囲が好ましい。
Ｍｇは、主として第二相粒子（Ｍｇ−Ｓｉ系化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有量が０．１００質量％以上であることによって、フラッタリング特性を向上させる効果を一層得ることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇの含有量が１．０００質量％未満であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が多数生成することを抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時にＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、Ｍｇの含有量が１．０００質量％未満であることによって、圧延が容易となる。そのため、アルミニウム合金中のＭｇの含有量は、０．１００質量％以上１．０００質量％未満の範囲であり、０．３００質量％以上１．０００質量％未満の範囲が好ましい。
鋳造（ステップＳ１０２）工程後のアルミニウム合金鋳塊、研削加工（ステップＳ１０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ１１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各合金１０枚のディスクをめっき処理まで実施している。ただし、参考例３〜５、参考例４４〜４８の一部のディスクでは、めっき剥離が生じていた。めっき剥離したディスクの枚数は、参考例３が１枚、参考例４が２枚、参考例５が３枚、参考例４４が５枚、参考例４５が４枚、参考例４６が４枚、参考例４７が４枚、参考例４８が４枚であった。本実施例ではめっき剥離していないディスクを用い評価を行った。
表７〜９に示すように、実施例１８〜２１、２３〜２６、３７〜４３は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
一方、比較例１〜１３に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
一方、比較例１〜１３に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
鋳造（ステップＳ２０２−１）工程後のアルミニウム合金鋳塊、研削加工（ステップＳ２０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各合金１０枚のディスクをめっき処理まで実施しているが、参考例５１〜５３、参考例９２〜９６の一部のディスクでは、めっき剥離が生じていた。めっき剥離したディスクの枚数は、参考例５１が１枚、参考例５２が２枚、参考例５３が３枚、参考例９２が４枚、参考例９３が３枚、参考例９４が３枚、参考例９５が３枚、参考例９６が３枚であった。めっき剥離していないディスクを用い評価を行った。
表１９〜２１に示すように、実施例６６〜６９、７１〜７４、８５〜９１は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
一方、比較例１４〜２６に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
一方、比較例１４〜２６に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
鋳造（ステップＳ３０２）工程後のアルミニウム合金鋳塊、研削加工（ステップＳ３０８）工程後のアルミニウム合金基板、及びめっき処理研磨（ステップＳ３１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各合金１０枚のディスクをめっき処理まで実施している。ただし、参考例１−３〜１−５、１−４４〜１−４８、１−５６、１−５７の一部のディスクでは、めっき剥離が生じていた。めっき剥離したディスクの枚数は、参考例１−３が１枚、参考例１−４が２枚、参考例１−５が３枚、参考例１−４４が４枚、参考例１−４５が５枚、参考例１−４６が５枚、参考例１−４７が５枚、参考例１−４８が４枚、参考例１−５６が４枚、参考例１−５７が４枚であった。本実施例ではめっき剥離していないディスクを用い評価を行った。
比較例１−１〜１−１３に於いては、金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となっており、フラッタリング特性が劣った。
一方、表３４〜３６に示すように、実施例１−１８〜１−２１、１−２３〜１−２８、１−３７〜１−４３は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
一方、表３４〜３６に示すように、実施例１−１８〜１−２１、１−２３〜１−２８、１−３７〜１−４３は良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
Claims (18)
- 金属組織における最長径４μｍ以上３０μｍ以下の第二相粒子の周囲長の合計が１０ｍｍ／ｍｍ２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基板。
- ０．１０質量％以上２４．００質量％以下のＳｉ、０．０５質量％以上１０．００質量％以下のＦｅ、０．１０質量％以上１５．００質量％以下のＭｎ、及び０．１０質量％以上２０．００質量％以下のＮｉのうち１種又は２種以上を含有し、且つ、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≧０．２０質量％の関係を有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなる請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- ０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＣｕ、
０．１００質量％以上６．０００質量％以下のＭｇ、
０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＣｒ、
０．０１０質量％以上５．０００質量％以下のＺｒ
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有する、請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - ０．０００１質量％以上０．１０００質量％以下のＢｅ
をさらに含有する、請求項２又は３に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。 - ０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＮａ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＳｒ、
０．００１質量％以上０．１００質量％以下のＰ
からなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有する、請求項２〜４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基板。 - 個々の含有量が０．１質量％以上５．０質量％以下のＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ及びＧｅからなる群から選択された１もしくは２以上の元素をさらに含有する、請求項２〜５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基板。
- ０．００５質量％以上１０．０００質量％以下のＺｎ
をさらに含有する、請求項２〜６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基板。 - 含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択された１もしくは２以上の元素
をさらに含有する、請求項２〜７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基板。 - 表面の結晶粒径の平均値が７０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜８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基板。
- 請求項１〜９のいずれか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム基板であって、両面に純Ａｌ皮膜又はＡｌ−Ｍｇ系合金皮膜を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- 請求項１０に記載の磁気ディスク用アルミニウム基板であって、両面に１０ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の金属皮膜を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- 請求項１〜１１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を有することを特徴とする磁気ディスク。
- 請求項１〜９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基板の製造方法であって、アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
- 前記鋳造工程と熱間圧延工程の間に、鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含む、請求項１３に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
- 前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含む、請求項１３又は１４に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
- 請求項１０に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、アルミニウム合金を用いて心材用鋳塊を鋳造する心材鋳造工程と、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて皮材用鋳塊を鋳造する皮材鋳造工程と、皮材用鋳塊を均質化処理し、次いで熱間圧延して皮材とする皮材工程と、心材用鋳塊の両面に皮材をそれぞれ合わせて合わせ材とする合わせ材工程と、合わせ材を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、を含む磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
- 前記合わせ材工程と熱間圧延工程の間に、合わせ材を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含む、請求項１６に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
- 冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含む、請求項１６又は１７に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
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