WO2016068293A1 - 磁気ディスク用アルミニウム合金基板 - Google Patents

磁気ディスク用アルミニウム合金基板 Download PDF

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WO2016068293A1
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aluminum alloy
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magnetic disk
alloy substrate
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高太郎 北脇
日比野　旭
航 熊谷
光男 増田
戸田　貞行
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Furukawa Electric Co Ltd
UACJ Corp
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Furukawa Electric Co Ltd
UACJ Corp
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    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G11B5/73911—Inorganic substrates
    • G11B5/73917—Metallic substrates, i.e. elemental metal or metal alloy substrates
    • G11B5/73919—Aluminium or titanium elemental or alloy substrates

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • An aluminum alloy magnetic disk used for a storage device of a computer has a good plating property and excellent mechanical properties and workability.
  • JIS5086 (Mg of 3.5% to 4.5% by mass, 0.50%) Fe in mass% or less, Si in 0.40 mass% or less, Mn in 0.20 mass% to 0.70 mass%, Cr in 0.05 mass% to 0.25 mass%, 0.10 mass% (Cu, 0.15 mass% or less of Ti, 0.25 mass% or less of Zn, the balance Al and inevitable impurities).
  • the aluminum alloy magnetic disk is designed to limit the content of impurities such as Fe and Si in JIS5086 and reduce the intermetallic compounds in the matrix for the purpose of improving pit defects due to the drop-out of intermetallic compounds in the pre-plating process. It is manufactured from an aluminum alloy substrate that has been prepared, or an aluminum alloy substrate to which Cu and / or Zn in JIS5086 is intentionally added for the purpose of improving plating properties.
  • a general aluminum alloy magnetic disk is manufactured by first producing an annular aluminum alloy substrate, plating the aluminum alloy substrate, and then attaching a magnetic material to the surface of the aluminum alloy substrate.
  • an aluminum alloy magnetic disk made of the JIS 5086 alloy is manufactured by the following manufacturing process. First, an aluminum alloy having a desired chemical component is cast, the ingot is hot-rolled, and then cold-rolled to produce a rolled material having a necessary thickness as a magnetic disk. This rolled material is preferably annealed in the middle of cold rolling as required. Next, this rolled material is punched into an annular shape, and in order to remove distortion and the like caused by the manufacturing process, an aluminum alloy plate made into an annular shape is laminated, and pressurized from both sides to be annealed and flattened. Annealing is performed. Thereby, an annular aluminum alloy substrate is produced.
  • the annular aluminum alloy substrate thus manufactured is subjected to cutting, grinding, degreasing, etching, zincate treatment (Zn substitution treatment) as a pretreatment, and then Ni—P, which is a hard nonmagnetic metal, as a base treatment. After electroless plating and polishing the plated surface, the magnetic material is sputtered. Thereby, the magnetic disk made of aluminum alloy is manufactured.
  • magnetic disks are required to have a large capacity and a high density because of the need for multimedia and the like.
  • the number of magnetic disks mounted on a storage device is increasing, and accordingly, the thickness of the magnetic disk is required to be reduced.
  • the magnetic area per bit is further miniaturized due to the high density of the magnetic disk, even if there are fine pits (holes) on the plated surface of the magnetic disk, it causes an error when reading data. . For this reason, high smoothness with few pits is required on the plated surface of the magnetic disk.
  • Patent Document 1 when Mn and Zr are added to an Al—Mg-based alloy, the recrystallization temperature of the aluminum alloy substrate is raised and the recrystallization is suppressed to increase the strength, and when the magnetic head collides with the magnetic disk. Describes a method that does not cause fine irregularities.
  • Patent Document 1 can increase the strength, but since the rigidity is low, contact between the magnetic head and the magnetic disk is unavoidable, and the unevenness or scratches on the extremely fine surface can be reduced. Absent. In addition, since it contains a large amount of Mn, there are many coarse compounds in the aluminum alloy substrate, the compounds drop off in the pre-plating process, and large pits are generated on the surface, resulting in frequent pits on the plating surface. Therefore, excellent smoothness of the target plating surface has not been obtained.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having a smooth plating surface and high rigidity.
  • the aluminum alloy substrate for a magnetic disk of the present invention 0.5 mass% or more and 24.0 mass% or less of Si; 0.01 mass% to 3.00 mass% Fe; Containing It consists of the balance Al and inevitable impurities, It is characterized by that.
  • the aluminum alloy substrate for the magnetic disk is 0.005 mass% or more and 2.000 mass% or less of Cu, Mg of 0.1% by mass or more and 6.0% by mass or less, 0.1 mass% or more and 2.0 mass% or less of Ni, 0.01 mass% or more and 2.00 mass% or less of Cr, 0.01% by mass or more and 2.00% by mass or less of Mn, 0.001 mass% or more and 0.100 mass% or less of Na, 0.001 mass% or more and 0.100 mass% or less of Sr, 0.001 mass% or more and 0.100 mass% or less of P, One or more elements selected from the group consisting of:
  • the aluminum alloy substrate for the magnetic disk is You may further contain 0.005 mass% or more and 2.000 mass% or less Zn.
  • the aluminum alloy substrate for the magnetic disk is You may further contain Ti and B whose sum total is 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less.
  • the aluminum alloy substrate for the magnetic disk is
  • the second phase particles having a maximum diameter of more than 100 ⁇ m or less 3 ⁇ m is 100 / mm 2 or more 50000 / mm 2 may be distributed in the following distribution density.
  • the aluminum alloy substrate for the magnetic disk is Second phase particles may be included, and the longest diameter of the second phase particles may be 100 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy substrate for the magnetic disk is A skin material made of pure Al or Al—Mg alloy may be clad on both sides.
  • an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having a smooth plating surface and high rigidity can be provided.
  • the present inventors paid attention to the rigidity of the aluminum alloy substrate and the smoothness of the plating surface, and conducted intensive investigation and research on the relationship between these characteristics and the components and structure of the aluminum alloy substrate. As a result, the present inventors have found that the Si content and Fe content of the aluminum alloy substrate have a great influence on the rigidity and the smoothness of the plating surface. It has also been found that the size and distribution density of the second phase particles (such as Si particles or Al—Fe—Si compounds) have a great influence on the rigidity and the smoothness of the plating surface. Based on these findings, the inventors have arrived at the present invention.
  • An aluminum alloy substrate for a magnetic disk is used as a single layer bare material or a three layer clad material.
  • An alloy plate obtained by metallurgically joining two or more alloy plates different from a clad material.
  • an intermediate material of a three-layer clad material is a core material, and materials on both sides of the core material are skin materials.
  • the aluminum alloy substrate includes both a bare material and a clad material unless otherwise specified.
  • (silicon) Si exists mainly as Si particles, and has the effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • the Si content in the aluminum alloy is less than 0.5% by mass, the aluminum alloy has insufficient rigidity.
  • the Si content in the aluminum alloy exceeds 24.0% by mass, coarse Si particles are generated.
  • Si particles fall off during etching, zincate treatment, cutting or grinding. Large depressions occur, and the smoothness of the plating surface is reduced.
  • coarse Si particles present on the side surface of the substrate fall off during etching, zincate treatment, or cutting, and a large depression is generated on the side surface of the substrate.
  • the Si content in the aluminum alloy is in the range of 0.5% by mass or more and 24.0% by mass or less. Further, the Si content is preferably in the range of 1.0% by mass or more and 18.0% by mass or less from the viewpoint of rigidity and rollability. More preferably, it is the range of 1.5 mass% or more and 13.0 mass% or less.
  • (iron) Fe exists mainly as an Al—Fe—Si based compound and has an effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate. If the Fe content in the aluminum alloy is less than 0.01% by mass, the rigidity is insufficient. On the other hand, if the Fe content in the aluminum alloy exceeds 3.00%, a coarse Al—Fe—Si compound is formed. In the case of a bare material, Al is used during etching, zincate treatment, cutting or grinding. The —Fe—Si compound falls off and a large depression is generated, and the smoothness of the plating surface is lowered.
  • the coarse Al—Fe—Si-based compound present on the side surface of the substrate falls off during etching, zincate treatment, or cutting, and a large depression is generated on the side surface of the substrate.
  • the content of Fe in the aluminum alloy is in the range of 0.05% by mass to 3.00% by mass.
  • the content rate of Fe has the preferable range of 0.10 to 3.00 mass%.
  • the aluminum alloy substrate for a magnetic disk is preferably 0.005% by mass or more and 2.000% by mass or less of Cu, preferably 0.1%.
  • Mn from 01% by mass to 2.00% by mass, preferably Na from 0.001% by mass to 0.100% by mass, preferably Sr from 0.001% by mass to 0.100% by mass, preferably 0 1 or 2 selected from the group consisting of 0.005 mass% or more and 0.500 mass% or less, wherein the total content of P, preferably Ti and B, is 0.001 mass% or more and 0.100 mass% or less.
  • P preferably Ti and B
  • (copper) Cu exists mainly as an Al—Cu-based compound and has the effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • the content of Cu in the aluminum alloy is 0.005% by mass or more, the effect of improving rigidity and the effect of improving smoothness can be further obtained.
  • the content of Cu in the aluminum alloy is 2.000% by mass or less, the formation of coarse Al—Cu compounds is suppressed.
  • the content of Cu in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.005% by mass to 2.000% by mass, and more preferably in the range of 0.010% by mass to less than 2.000% by mass.
  • (magnesium) Mg exists mainly as an Mg—Si compound and has an effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • the Mg content in the aluminum alloy is 0.1% by mass or more, the effect of improving the rigidity can be further obtained.
  • the Mg content in the aluminum alloy is 6.0% by mass or less, generation of a coarse Mg—Si compound is suppressed.
  • the Mg-Si compound is prevented from dropping off during etching, zincate treatment, cutting or grinding, and large depressions are generated, and the smoothness of the plating surface is further suppressed from being lowered. Can do.
  • the content of Mg in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.1% by mass to 6.0% by mass, and more preferably in the range of 0.3% by mass to less than 1.0% by mass.
  • (nickel) Ni exists mainly as an Al—Ni-based compound and has an effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • the content of Ni in the aluminum alloy is 0.1% by mass or more, the effect of improving rigidity can be further obtained.
  • the content of Ni in the aluminum alloy is 2.0% by mass or less, generation of a coarse Al—Ni compound is suppressed.
  • the Al-Ni compound is prevented from dropping off during etching, zincate processing, cutting or grinding, and large depressions are prevented, and the smoothness of the plating surface is further suppressed from being lowered. Can do.
  • the Ni content in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less, and more preferably 0.3% by mass or more and less than 2.0% by mass.
  • (chromium) Cr exists mainly as an Al—Cr-based compound and has an effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • the Cr content in the aluminum alloy is 0.01% by mass or more, the effect of improving the rigidity can be further obtained.
  • the content of Cr in the aluminum alloy is 2.00% by mass or less, generation of a coarse Al—Cr compound is suppressed.
  • the Al-Cr compound is prevented from dropping off during etching, zincate treatment, cutting or grinding, and large depressions are prevented, and the smoothness of the plating surface is further suppressed from being lowered. Can do.
  • the Cr content in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.01% by mass to 2.00% by mass, and more preferably 0.1% by mass to less than 2.0% by mass.
  • Mn exists mainly as an Al—Mn—Si compound, and has the effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • the content of Mn in the aluminum alloy is 0.01% by mass or more, the effect of improving the rigidity can be further obtained.
  • the content of Mn in the aluminum alloy is 2.00% by mass or less, generation of a coarse Al—Mn—Si compound is suppressed.
  • the Al-Mn-Si compound is prevented from dropping off during etching, zincate treatment, cutting or grinding, and large depressions are prevented, and the smoothness of the plating surface is further suppressed from decreasing. can do.
  • the content of Mn in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.01% by mass to 2.00% by mass, and more preferably 0.1% by mass to less than 2.0% by mass.
  • (zinc) Zn has the effect of reducing the amount of dissolved Al during the zincate treatment, and depositing the zincate film uniformly, thinly and densely and improving the smoothness and adhesion of the plating in the next step.
  • the Zn content in the aluminum alloy is 0.005 mass% or more, the amount of dissolved Al during zincate treatment is reduced, and the zincate film is uniformly and thinly and densely adhered, thereby improving the smoothness of plating. A further improvement effect can be obtained.
  • the Zn content in the aluminum alloy is 2.000% by mass or less, in the case of a bare material, it is possible to further prevent the zincate film from becoming uniform and the smoothness of the plating surface from being lowered.
  • the zincate film on the side surface of the substrate can be made uniform and plating adhesion can be prevented from being lowered, and plating peeling can be further suppressed from occurring at the boundary between the core material and the skin material on the side surface of the substrate. Therefore, the Zn content in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.005 mass% to 2.000 mass%, and more preferably in the range of 0.100 mass% to less than 2.000 mass%.
  • (Sodium, strontium, phosphorus) Na, Sr, and P have the effect of reducing the Si particles in the aluminum alloy substrate and improving the plating properties. In addition, there is an effect of reducing the non-uniformity of the size of the Si particles in the aluminum alloy substrate and reducing the rigidity variation in the aluminum alloy substrate. Therefore, in the aluminum alloy, preferably 0.001% by mass to 0.100% by mass Na, preferably 0.001% by mass to 0.100% by mass Sr, preferably 0.001% by mass to 0%. 1 or 2 or more elements selected from the group consisting of 100% by mass or less of P may be selectively added. However, if each of Na, Sr, and P is less than 0.001% by mass, the above effect cannot be obtained.
  • each of Na, Sr, and P is contained in excess of 0.100%, the effect is saturated and no further significant improvement effect can be obtained.
  • the content of each of Na, Sr, and P is more preferably in the range of 0.003% by mass to 0.025% by mass.
  • Ti and B form borides such as TiB 2 or Al 3 Ti in the solidification process during casting, and these become crystal grain nuclei, so that the crystal grains can be refined. This improves the plating properties. In addition, there is an effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate. However, if the total content of Ti and B is less than 0.005% by mass, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if the total content of Ti and B exceeds 0.500% by mass, the effect is saturated and no further significant improvement effect can be obtained. for that reason.
  • the total content of Ti and B in the case of adding Ti and B is preferably in the range of 0.005% by mass to 0.500% by mass, and in the range of 0.010% by mass to 0.100% by mass. More preferred.
  • the balance of the aluminum alloy according to the embodiment of the present invention is made of aluminum and unavoidable impurities.
  • inevitable impurities for example, V and the like
  • V and the like are each 0.03% or less and a total of 0.15% or less, the characteristics of the aluminum alloy substrate obtained in the present invention are not impaired. .
  • composition of skin material (Composition of skin material) Next, the alloy components of the cladding material of the clad material constituting the aluminum alloy substrate for magnetic disks according to the embodiment of the present invention and the content thereof will be described.
  • the aluminum alloy substrate according to the embodiment of the present invention it is possible to obtain excellent smoothness of the plating surface only with the bare material, but plating is performed by attaching a skin material with few second phase particles to both surfaces of the core material. The surface becomes smoother.
  • the skin material may be either pure Al or Al—Mg alloy. Pure Al and Al—Mg alloys have fewer coarse second phase particles than other alloys, and are excellent in plating properties.
  • the pure Al skin material used for the aluminum alloy substrate according to the embodiment of the present invention includes 0.005 mass% to 0.600 mass% Cu, 0.005 mass% to 0.600 mass% Zn, and And 0.001 mass% or more and 0.300 mass% or less of Si and 0.001 mass% or more and 0.300 mass% or less of Fe, and the remaining Al and inevitable impurities are preferable. .
  • the skin material of the Al—Mg alloy used for the aluminum alloy substrate according to the embodiment of the present invention includes Mg of 0.3% by mass or more and 8.0% by mass or less, and 0.005% by mass or more and 0.600% by mass or less.
  • the second phase particles having the longest diameter of 3 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less have an effect of improving the rigidity of the aluminum alloy substrate.
  • second phase particles having a longest diameter of 3 ⁇ m or more 100 ⁇ m or less, 100 / mm 2 or more 50000 / mm 2 or less distribution It is preferable to disperse at a density. Sufficient rigidity can be further obtained by dispersing the second phase particles having the longest diameter of 3 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less at a distribution density of 100 particles / mm 2 or more.
  • the second phase particles having the longest diameter of 3 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less are dispersed at a distribution density of 50000 particles / mm 2 or less.
  • the zincate treatment it is possible to prevent the second phase particles from dropping and generating a large depression during cutting or grinding, and it is possible to further suppress the deterioration of the smoothness of the plating surface.
  • the second phase particles on the side surface of the substrate are prevented from falling off during etching, zincate processing, and cutting, and a large depression is generated, and plating peeling occurs at the boundary between the core material and the skin material on the side surface of the substrate.
  • the second phase particles having a longest diameter of 3 ⁇ m or more 100 ⁇ m or less are dispersed in a distribution density of 100 pieces / mm 2 or more 50000 / mm 2 or less preferably It is more preferable to disperse at a distribution density of 1000 / mm 2 or more and less than 30000 / mm 2 .
  • the longest diameter of the second phase particles existing in the aluminum alloy substrate is less than 3 ⁇ m, the dent generated by the second phase particles is not regarded as a problem, and is excluded from the distribution density target.
  • the 2nd phase particle of the longest diameter exceeding 100 micrometers which exists in an aluminum alloy substrate is 0 piece / mm ⁇ 2 >. If the number of second phase particles having a longest diameter exceeding 100 ⁇ m is 1 / mm 2 or more, the second phase particles drop off during etching, zincate treatment, cutting or grinding in the bare material, and a large dent is generated. There is a possibility that a smooth plating surface cannot be obtained. In addition, in the clad material, the second phase particles on the side surface of the substrate may fall off during etching, zincate processing, or cutting, and a large dent may be generated, and plating peeling may occur at the boundary between the core material and the skin material on the side surface of the substrate. .
  • the longest diameter refers to the maximum value of the distance between one point on the contour line and another point on the contour line in the planar image of the second phase particles observed with an optical microscope, The maximum value is measured for all points on the contour line, and finally the largest value selected from these maximum values.
  • step S101 preparation of the aluminum alloy (step S101) to cold rolling (step S105) is a process of manufacturing an aluminum alloy plate, and the production of the disk blank (step S106) to the adhesion of the magnetic substance (step S111)
  • the manufactured aluminum alloy plate is used as a magnetic disk.
  • a molten aluminum alloy having the above component composition is prepared by heating and melting in accordance with a conventional method (step S101).
  • an aluminum alloy is cast from the prepared molten aluminum alloy by a semi-continuous casting (DC casting) method or a continuous casting (CC) method (step S102).
  • the cooling rate during casting is preferably in the range of 0.1 to 1000 ° C./s. When the cooling rate during casting is less than 0.1 ° C./s, the dispersion density of the second phase particles having the longest diameter of 3 to 100 ⁇ m exceeds 50000 particles / mm 2, and the second density during etching, zincate treatment, cutting or grinding is the first.
  • step S103 homogenization processing of the cast aluminum alloy is performed (step S103). Homogenization treatment may not be performed, but when it is performed, it is preferably performed at 400 to 500 ° C.
  • the homogenized aluminum alloy is hot-rolled to obtain a plate material (step S104).
  • the conditions are not particularly limited, and the hot rolling start temperature is 300 to 500 ° C., and the hot rolling end temperature is 260 to 400 ° C.
  • the hot-rolled plate is cold-rolled to obtain an aluminum alloy plate having a thickness of about 1.0 mm (step S105).
  • the product is finished to the required product thickness by cold rolling.
  • the conditions for cold rolling are not particularly limited, and may be determined according to the required product sheet strength and / or sheet thickness, and the rolling rate is 20 to 80%.
  • An annealing treatment may be performed before cold rolling or in the middle of cold rolling to ensure cold rolling processability.
  • the annealing treatment is performed, for example, in the case of batch heating, it is preferably performed at 300 to 450 ° C. for 0.1 to 10 hours, and in the case of continuous heating, the heating is performed at 400 to 500 ° C. from 0 to It is preferably performed under the condition of holding for 60 seconds.
  • the aluminum alloy plate is punched into an annular shape to create a disk blank (step S106).
  • the disk blank is subjected to pressure annealing at 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower for 30 minutes or more in the atmosphere to create a flattened aluminum alloy substrate (step S107).
  • the aluminum alloy substrate is cut, ground, degreased, and etched (step S108).
  • a zincate process Zn substitution process
  • a base treatment Ni-P plating
  • a magnetic material is attached to the surface that has been subjected to the base treatment by sputtering to form a magnetic disk (step S111).
  • step S201 preparation of the aluminum alloy (step S201) to cold rolling (step S205) is a process of manufacturing an aluminum alloy plate, and the production of the disk blank (step S206) to the adhesion of the magnetic substance (step S211)
  • the manufactured aluminum alloy plate is used as a magnetic disk.
  • a molten aluminum alloy having the above-described component composition is prepared by heating and melting the core material and the skin material according to a conventional method (step S201).
  • an aluminum alloy is cast from a molten aluminum alloy having a desired composition by a semi-continuous casting (DC casting) method or a continuous casting (CC) method (step S202-1).
  • homogenization treatment of the ingot for skin material is performed, hot rolling to obtain a desired skin material, and a core material having a desired thickness is obtained by chamfering the ingot for core material, on both sides of the core material
  • a step of combining the skin materials to form a laminated material is performed (step S202-2).
  • an ingot prepared by, for example, a semi-continuous casting (DC casting) method or a continuous casting (CC) method is used as the core material.
  • the oxide film is removed by performing mechanical removal such as chamfering or cutting and / or chemical removal such as alkali cleaning, the subsequent pressure contact between the core material and the skin material is made good (step S202-1 and S202-2).
  • the ingot obtained by the DC casting method or the CC method is chamfered and hot-rolled to obtain a plate material having a predetermined size.
  • the homogenization treatment may or may not be performed before hot rolling, but when it is performed, it is preferably performed at 350 ° C. or higher and 550 ° C. or lower for 1 hour or longer.
  • the conditions are not particularly limited.
  • the hot rolling start temperature is 350 ° C. or more and 500 ° C. or less
  • the hot rolling end temperature is 260 ° C. It is preferable to set it to 380 degreeC or more.
  • the cladding ratio of the skin material is not particularly limited, but a necessary product plate It is appropriately determined according to the strength and / or flatness and the grinding amount, and is preferably 3% or more and 30% or less, and more preferably 5% or more and 20% or less.
  • the cast aluminum alloy is homogenized (step S203).
  • an inert gas such as nitrogen gas or argon gas
  • a reducing gas such as carbon monoxide
  • a vacuum such as a vacuum. It is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere such as a gas.
  • the homogenized aluminum alloy is hot-rolled to obtain a plate material (step S204).
  • the core material and the skin material are clad.
  • the conditions are not particularly limited, and the hot rolling start temperature is preferably 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and the hot rolling end temperature is preferably 260 ° C. or higher and 400 ° C. or lower.
  • the plate thickness is about 3.0 mm.
  • the aluminum alloy sheet obtained by hot rolling is finished to a desired product sheet thickness by cold rolling (step S205).
  • the conditions for cold rolling are not particularly limited, and may be determined according to the required product plate strength and / or plate thickness, and the rolling rate is preferably 20% or more and 80% or less.
  • Annealing treatment may be performed before cold rolling or during cold rolling to ensure cold rolling processability.
  • the annealing treatment is performed, for example, in the case of batch-type heating, it is preferably performed at 300 ° C. to 450 ° C. for 0.1 hour to 10 hours.
  • the plate thickness is about 1.0 mm.
  • each of the above steps is related to the generation of the second phase particles.
  • the characteristics of the aluminum alloy substrate for the magnetic disk of the core material according to the embodiment of the present invention are particularly the cooling rate at the time of casting the core material in step S202-1. Has a big influence.
  • the cooling rate at the time of casting the core material is preferably 0.1 ° C./s or more and 1000 ° C./s or less in order to obtain a desired distribution of second phase particles.
  • the distribution density of second phase particles having a longest diameter of 3 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less exceeds 50000 particles / mm 2 , during etching, during zincate treatment, during cutting There is a possibility that the second phase particles on the side surface of the substrate drop off and a large depression is generated, and plating peeling occurs at the boundary between the core material and the skin material on the side surface of the substrate.
  • the cooling rate during casting of the core exceeds 1000 ° C./s, the distribution density of the second phase particles having the longest diameter of 3 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less becomes less than 100 particles / mm 2 , and sufficient rigidity may not be obtained. is there. Therefore, the cooling rate during casting of the core is preferably in the range of 0.1 ° C./s to 1000 ° C./s.
  • various methods can be applied to clad the core material and the skin material.
  • the rolling press-contact method normally used for manufacture of a brazing sheet etc. is mentioned.
  • homogenization step S203
  • hot rolling step S204
  • cold rolling step S205
  • step S206 In order to process the aluminum alloy plate of the clad material for a magnetic disk, the processes from disk blank production (step S206) to magnetic material adhesion (step S211) are performed.
  • the process of disk blank production (step S206) to magnetic material adhesion (step S211) is a process of processing a bare aluminum alloy plate for a magnetic disk.
  • Disk blank production (step S106) to magnetic material adhesion This is the same as the step (Step S111).
  • Alloy No. A1 to A7, A11 to A36, and AC1 to AC4 are alloy nos.
  • A8 to A10 a molten aluminum alloy was cast by the CC method to produce an ingot (step S102).
  • Hot rolled sheets of A1-A6, A8-A36 and AC1-AC4 alloys are annealed at 400 ° C for 2 hours and rolled to a final thickness of 1.0 mm by cold rolling (rolling ratio 66.7%). Then, an aluminum alloy plate was obtained (step S105).
  • a disk blank was produced by punching the aluminum alloy plate into an annular shape having an outer diameter of 96 mm and an inner diameter of 24 mm (step S106).
  • the disc blank was subjected to pressure annealing at 400 ° C. for 3 hours (step S107). End face processing was performed to obtain an outer diameter of 95 mm and an inner diameter of 25 mm, and grinding (surface 10 ⁇ m grinding) was performed (step S108). Then, after degreasing at 60 ° C. for 5 minutes with AD-68F (manufactured by Uemura Kogyo), etching is performed at 65 ° C. for 1 minute with AD-107F (manufactured by Uemura Kogyo), and 30% HNO 3 aqueous solution (room temperature ) For 20 seconds.
  • AD-68F manufactured by Uemura Kogyo
  • etching is performed at 65 ° C. for 1 minute with AD-107F (manufactured by Uemura Kogyo)
  • 30% HNO 3 aqueous solution room temperature
  • step S109 The surface of the disk blank whose surface was adjusted was subjected to a zincate treatment using AD-301F-3X (manufactured by Uemura Kogyo) (step S109).
  • the surface treated with zincate is electrolessly plated with Ni-P to a thickness of 17 ⁇ m using an electroless Ni—P plating solution (Nimden HDX (manufactured by Uemura Kogyo)) and then finish-polished with a blanket (polishing amount 4 ⁇ m)) Performed (step S110).
  • step S102 Aluminum alloy ingot after casting (step S102) process, aluminum alloy plate after cold rolling (step S105) process, aluminum alloy substrate after grinding process (step S108), and plating treatment polishing (step S110) process The following evaluation was performed on the aluminum alloy substrate.
  • step S105 The aluminum alloy plate after cold rolling (step S105) was heated at 400 ° C. for 3 hours, and then Young's modulus was measured by a resonance method to evaluate rigidity.
  • the measurement of rigidity was performed at room temperature using a JE-RT type apparatus manufactured by Nippon Techno Plus Co., Ltd. Those having a Young's modulus of 75 GPa or higher were evaluated as excellent ((), those having a Young's modulus of 72 GPa or more and less than 75 GPa were evaluated as good ( ⁇ ), and those having a Young's modulus of less than 72 GPa were determined as poor ( ⁇ ).
  • Distribution density of second phase particles with a longest diameter of 3-100 ⁇ m and a longest diameter of 100 ⁇ m The distribution density (particles / mm 2 ) of the second phase particles having a longest diameter of 3 to 100 ⁇ m and a longest diameter of 100 ⁇ m was observed by observing 1 mm 2 of the cross section of the aluminum alloy substrate after grinding (step S108) at 400 ⁇ with an optical microscope. Second-phase particles having a longest diameter of 3 to 100 ⁇ m and a longest diameter of 100 ⁇ m were counted to determine the distribution density.
  • Comparative Examples 1 to 4 were inferior in the smoothness or rigidity of the plating surface.
  • the Young's modulus was low and the rigidity was poor because the Si content was small.
  • Comparative Example 2 since the content of Si was large, a large amount of coarse Si particles were generated, so that the Si particles dropped out during the plating pretreatment, and a large depression was generated. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was deteriorated.
  • the Young's modulus was low and the rigidity was poor because the Fe content was small.
  • Comparative Example 4 a large amount of coarse Al—Fe—Si-based compound was produced due to the high Fe content, and this compound dropped out during the pre-plating treatment, resulting in a large depression. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was deteriorated.
  • Tables 7 to 10 Each alloy having the component composition shown in Tables 7 to 10 was melted in accordance with a conventional method, and a molten aluminum alloy was melted (step S201).
  • Tables 7 and 8 show the core material of the clad material
  • Tables 9 and 10 show the component composition of the clad material.
  • “-” indicates the measurement limit value or less.
  • alloy no The aluminum alloy melts of B1 to B7, B11 to B36, BC1 and BC2 are alloy Nos.
  • ingots were produced by the CC method (step S202-1).
  • the ingot for skin material was produced by the all alloy DC casting method. Alloy No.
  • the core materials B1 to B7, B11 to B36, BC1 and BC2 were chamfered on both sides of the ingot 15 mm to form core materials (step S202-2).
  • the skin material was chamfered 15 mm on both sides of the ingot, homogenized at 520 ° C. for 6 hours in the atmosphere, hot-rolled, and alloy No.
  • C1 to C7, C11 to C36, CC1 and CC2 are hot-rolled plates having a thickness of 15 mm.
  • C8 to C10 were hot-rolled plates having a thickness of 0.5 mm.
  • the hot-rolled sheet was washed with caustic soda to make a skin material, and the skin material was combined on both sides of the core material to make a laminated material.
  • the homogenization process was performed at 480 degreeC for 3 hours (step S203).
  • Hot rolling was performed at a rolling start temperature of 460 ° C. and a rolling end temperature of 340 ° C. to obtain a hot rolled plate having a thickness of 3.0 mm (step S204). Alloy No.
  • Hot rolled sheets other than B7 and C7 alloys were annealed at 400 ° C. for 2 hours, and rolled to a final sheet thickness of 1.0 mm by cold rolling (rolling rate: 66.7%) to obtain an aluminum alloy sheet.
  • the aluminum alloy plate was punched out into an annular shape having an outer diameter of 96 mm and an inner diameter of 24 mm to produce a disc blank (step S206).
  • the disc blank was subjected to pressure annealing at 400 ° C. for 3 hours (step S207). End face processing was performed to obtain an outer diameter of 95 mm and an inner diameter of 25 mm, and grinding (surface 10 ⁇ m grinding) was performed (step S208). Then, after degreasing at 60 ° C. for 5 minutes with AD-68F (manufactured by Uemura Kogyo), etching is performed at 65 ° C. for 1 minute with AD-107F (manufactured by Uemura Kogyo), and 30% HNO 3 aqueous solution (room temperature ) For 20 seconds.
  • AD-68F manufactured by Uemura Kogyo
  • etching is performed at 65 ° C. for 1 minute with AD-107F (manufactured by Uemura Kogyo)
  • 30% HNO 3 aqueous solution room temperature
  • the surface of the disk blank whose surface was adjusted was subjected to double zincate treatment using AD-301F-3X (manufactured by Uemura Kogyo) (step S209).
  • the surface treated with zincate is electrolessly plated with Ni-P to a thickness of 17 ⁇ m using an electroless Ni—P plating solution (Nimden HDX (manufactured by Uemura Kogyo)) and then finish-polished with a blanket (polishing amount 4 ⁇ m)) Performed (step S210).
  • step S202-1 The ingot after the casting (step S202-1) process, the aluminum alloy plate after the cold rolling (step S205) process, the aluminum alloy substrate after the grinding process (step S208), and the plating treatment polishing (step S210) )
  • the following evaluation was performed on the aluminum alloy substrate after the process.
  • the present invention is preferably used for a magnetic disk of a computer storage device, for example.

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Abstract

　磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、０．５質量％以上２４．０質量％以下のＳｉと、０．０１質量％以上３．００質量％以下のＦｅと、を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる。磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、めっき表面が平滑で高い剛性を有する。

Description

磁気ディスク用アルミニウム合金基板
　本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金基板に関する。
　コンピュータの記憶装置に用いられるアルミニウム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及び加工性が優れた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、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基板から製造されている。さらに、アルミニウム合金製磁気ディスクは、めっき前処理工程における金属間化合物抜け落ちによるピット不具合の改善を目的にＪＩＳ５０８６中の不純物であるＦｅ、Ｓｉ等の含有量を制限しマトリックス中の金属間化合物を小さくしたアルミニウム合金基板、或いはめっき性改善を目的にＪＩＳ５０８６中のＣｕ及び／又はＺｎを意識的に添加したアルミニウム合金基板等から製造されている。
　一般的なアルミニウム合金製磁気ディスクは、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製造されている。
　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、所望の化学成分としたアルミニウム合金を鋳造し、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う。これにより、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、エッチング、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する。これにより、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が求められている。大容量化のため、記憶装置に搭載される磁気ディスクの枚数が増加しており、それに伴い磁気ディスクの薄肉化も求められている。
　しかしながら、磁気ディスク用アルミニウム合金基板を薄肉化すると剛性が低下してしまうため、磁気ヘッドと磁気ディスクが衝突するという問題（ヘッドクラッシュ）がある。これは、磁気ディスクを高速で回転させると気流が発生し、その気流により磁気ディスクの振動（フラッタリング）が起こるが、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である。ヘッドクラッシュが起こると磁気ディスク表面に凹凸又はキズが入り記録エラーとなることがある。そのため、アルミニウム合金基板の高剛性化が求められている。
　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ため、磁気ディスクのめっき表面に微細なピット（孔）があっても、データ読み取り時にエラーを起こす原因となる。このため磁気ディスクのめっき表面にはピットが少ない高い平滑性が求められる。
　このような実情から、近年ではめっき表面が平滑で高い剛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、特許文献１では、Ａｌ－Ｍｇ系合金にＭｎ及びＺｒを添加し、アルミニウム合金基板の再結晶温度を上げ、再結晶を抑制させることで強度を高め、磁気ヘッドと磁気ディスクが衝突した際に微細な凹凸を生じさせない方法が記載されている。
特開平１０－２７３７４９号公報
　しかしながら、特許文献１に開示されている方法では、高強度化はできるが、剛性が低いため磁気ヘッドと磁気ディスクとの接触は避けられず、極微細の表面の凹凸又はキズを減らすことは出来ない。また、Ｍｎを多く含有しているため、アルミニウム合金基板中に粗大な化合物が多く存在し、その化合物がめっき前処理工程で脱落して表面に大きな窪みが発生し、めっき表面にピットが多発するため目標とするめっき表面の優れた平滑性は得られていない。
　この発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、めっき表面が平滑で高い剛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目的とする。
　本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
　０．５質量％以上２４．０質量％以下のＳｉと、
　０．０１質量％以上～３．００質量％以下のＦｅと、
　を含有し、
　残部Ａｌと不可避的不純物からなる、
　ことを特徴とする。
　前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
　０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、
　０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、
　０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、
　０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、
　０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、
　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又は２以上の元素をさらに含有してもよい。
　前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
　０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎをさらに含有してもよい。
　前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
　含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ及びＢをさらに含有してもよい。
　前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
　３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散してもよい。
　前記磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、
　第２相粒子を含み、該第２相粒子の最長径が１００μｍ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又はＡｌ－Ｍｇ系合金からなる皮材がクラッドされてもよい。
　本発明によれば、めっき表面が平滑で高い剛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ができる。
本発明の実施形態に係るベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法を含む磁気ディスクの製造方法のフローを示す図である。 本発明の実施形態に係るクラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法を含む磁気ディスクの製造方法のフローを示す図である。
　本発明者らは、アルミニウム合金基板の剛性とめっき表面の平滑性とに着目し、これらの特性とアルミニウム合金基板の成分及び組織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Ｓｉ含有量及びＦｅ含有量が、剛性とめっき表面の平滑性とに大きな影響を与えることを見出した。また、第２相粒子（Ｓｉ粒子又はＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物等）のサイズ及び分布密度が、剛性とめっき表面の平滑性とに大きな影響を与えることも見出した。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。
　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。
　以下、本発明の実施形態に係るＡｌ－Ｓｉ－Ｆｅ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率について説明する。
　（シリコン）
　Ｓｉは、主としてＳｉ粒子として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＳｉの含有率が０．５質量％未満では、アルミニウム合金の剛性が不十分となる。一方、アルミニウム合金中のＳｉの含有率が２４．０質量％を超過すると、粗大なＳｉ粒子が生成し、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し、めっき表面の平滑性が低下する。クラッド材の心材の場合は、基板側面に存在する粗大なＳｉ粒子がエッチング時、ジンケート処理時、切削時に脱落して、基板側面に大きな窪みが発生する。特に基板側面の心材と皮材の境界部に大きな窪みが発生すると、めっきと基板の密着性が悪くなり、めっき剥離が生じてしまう。そのため、アルミニウム合金中のＳｉの含有率は、０．５質量％以上２４．０質量％以下の範囲とする。また、Ｓｉの含有率は、剛性及び圧延性の兼合いから１．０質量％以上１８．０質量％以下の範囲が好ましい。さらに好ましくは１．５質量％以上１３．０質量％以下の範囲である。
　（鉄）
　Ｆｅは、主としてＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＦｅの含有率が０．０１質量％未満では、剛性が不十分となる。一方、アルミニウム合金中のＦｅの含有率が３．００％を超過すると粗大なＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物が生成し、ベア材の場合は、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－Ｓｉ系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。クラッド材の心材の場合は、基板側面に存在する粗大なＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物がエッチング時、ジンケート処理時、切削時に脱落して、基板側面に大きな窪みが発生する。特に基板側面の心材と皮材の境界部に大きな窪みが発生すると、めっきと基板の密着性が悪くなり、めっき剥離が生じてしまう。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３．００質量％以下の範囲とする。また、Ｆｅの含有率は、０．１０質量％以上３．００質量％以下の範囲が好ましい。
　磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、上述したＳｉ及びＦｅのほか、アルミニウム合金基板の剛性をさらに向上させるために、好ましくは０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、好ましくは０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、好ましくは０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、好ましくは０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、好ましくは０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、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、好ましくはＴｉ及びＢの含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下からなる群から選択される１又は２以上の元素を選択的に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。以下これらの選択元素を説明する。
　（銅）
　Ｃｕは、主としてＡｌ－Ｃｕ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛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、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の含有率が０．００５質量％以上であることによって、剛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の含有率が２．０００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ－Ｃｕ系化合物の生成を抑制する。ベア材の場合、エッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に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、めっき表面の平滑性を向上させる効果を一層得ることができる。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。そのため、アルミニウム合金中のＣｕの含有率は、０．００５質量％以上２．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．０１０質量％以上２．０００質量％未満の範囲がより好ましい。
　（マグネシウム）
　Ｍｇは、主としてＭｇ－Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｇの含有率が０．１質量％以上であることによって、剛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の含有率が６．０質量％以下であることによって、粗大なＭｇ－Ｓｉ系化合物が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、めっき表面の平滑性が低下す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。そのため、アルミニウム合金中のＭｇの含有率は、０．１質量％以上６．０質量％以下の範囲が好ましく、０．３質量％以上１．０質量％未満の範囲がより好ましい。
　（ニッケル）
　Ｎｉは、主としてＡｌ－Ｎｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＮｉの含有率が０．１質量％以上であることによって、剛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の含有率が２．０質量％以下であることによって、粗大なＡｌ－Ｎｉ系化合物が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系化合物が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性が低下す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。そのため、アルミニウム合金中のＮｉの含有率は、０．１質量％以上２．０質量％以下の範囲が好ましく、０．３質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
　（クロム）
　Ｃｒは、主としてＡｌ－Ｃｒ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＣｒの含有率が０．０１質量％以上であることによって、剛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の含有率が２．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ－Ｃｒ系化合物が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－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、めっき表面の平滑性が低下す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。そのため、アルミニウム合金中のＣｒの含有率は、０．０１質量％以上２．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
　（マンガン）
　Ｍｎは、主としてＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物として存在し、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＭｎの含有率が０．０１質量％以上であることによって、剛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の含有率が２．００質量％以下であることによって、粗大なＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物が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－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、めっき表面の平滑性が低下す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－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。そのため、アルミニウム合金中のＭｎの含有率は、０．０１質量％以上２．００質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上２．０質量％未満がより好ましい。
　Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ系合金として、上述したＳｉ及びＦｅのほか、アルミニウム合金基板のめっき表面の平滑性をさらに向上させるために、好ましくは、０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎ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。以下この元素を説明する。
　（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、次工程のめっきの平滑性及び密着性を向上させる効果がある。アルミニウム合金中のＺｎの含有率が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、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、めっきの平滑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Ｚｎの含有率が２．０００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めっき表面の平滑性が低下す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。そのため、アルミニウム合金中のＺｎの含有率は、０．００５質量％以上２．０００質量％以下の範囲が好ましく、０．１００質量％以上２．０００質量％未満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Ｓｉ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剛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、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、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、Ｐのそれぞれが０．１００％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、Ｐを添加する場合のＮａ、Ｓｒ、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。
　（チタン、ホウ素）
　Ｔｉ及びＢは、鋳造時の凝固過程において、ＴｉＢ２などのホウ化物又はＡｌ３Ｔｉ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、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。但し、Ｔｉ及びＢ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及びＢ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及びＢを添加する場合のＴｉ及びＢ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、０．０１０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（例えばＶ等）は、各々が０．０３％以下で、かつ合計で０．１５％以下であれば、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率について説明する。
　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が、第２相粒子が少ない皮材を心材の両面に付けることで、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２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、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。
　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、０．３質量％以上８．０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、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。
（磁気ディスク用アルミニウム合金基板の第２相粒子の分布状態）
　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のクラッド材の心材及びベア材における第２相粒子の分布状態について説明する。
　３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子は、アルミニウム合金基板の剛性を向上させる効果がある。本発明の実施形態においては、クラッド材の心材又はベア材の金属組織中において、３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散することが好ましい。３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上の分布密度で分散することによって、十分な剛性が一層得られる。また、クラッド材の心材又はベア材の金属組織中において、３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散することによって、ベア材ではエッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制でき、めっき表面の平滑性が低下することを一層抑制することができる。また、クラッド材では、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の第２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できる。そのため、クラッド材の心材又はベア材の金属組織中において、３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散することが好ましく、１０００個／ｍｍ２以上３００００個／ｍｍ２未満の分布密度で分散することがより好ましい。なお、アルミニウム合金基板中に存在する第２相粒子の最長径が３μｍ未満であればこの第２相粒子により発生する窪みなどは問題視されないため、分布密度の対象から除外する。
　また、アルミニウム合金基板中に存在する１００μｍを超える最長径の第２相粒子は、０個／ｍｍ２であることが好ましい。１００μｍを超える最長径の第２相粒子が、１個／ｍｍ２以上であると、ベア材ではエッチング時、ジンケート処理時、切削又は研削加工時に第２相粒子が脱落して大きな窪みが発生し平滑なめっき表面が得られない可能性がある。また、クラッド材ではエッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の第２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。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２相粒子の平面画像において、まず、輪郭線上における一点と輪郭線上の他の点との距離の最大値を計測し、次に、この最大値を輪郭線上における全ての点について計測し、最後に、これら全最大値のうちから選択される最も大きなものをいう。
（磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法）
　以下、本発明の実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金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１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の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ１０２）。鋳造時の冷却速度は０．１～１０００℃／ｓの範囲が好ましい。鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満だと最長径３～１００μｍの第２相粒子の分散密度が５００００個／ｍｍ２を超え、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２相粒子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３～１００μｍの第２相粒子の分散密度が１００個／ｍｍ２未満となり、十分な剛性が得られない可能性がある。なお、鋳造時の冷却速度が高い方が微細な第２相粒子が密に分布して性能が安定するため、鋳造方法としてはＤＣ鋳造法よりも冷却速度が速いＣＣ法の方がより好ましい。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）。均質化処理は行わなくても良いが、実施する場合には、例えば４００～５００℃で１時間以上等の条件で行うことが好ましい。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３００～５００℃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１．０ｍｍ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、必要な製品板強度及び／又は板厚に応じて定めれば良く、圧延率を２０～８０％とする。冷間圧延の前又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、３００～４５０℃で０．１～１０時間の条件で行うことが好ましく、連続式の加熱ならば、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３００℃以上４５０℃以下で３０分以上の加圧焼鈍を行い平坦化したアルミニウム合金基板を作成する（ステップＳ１０７）。つぎに、アルミニウム合金基板を切削加工、研削加工、脱脂、エッチングする（ステップＳ１０８）。つぎに、アルミニウム合金基板表面にジンケート処理（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盤を作成する（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）。
　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の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ）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）法又は連続鋳造（ＣＣ）法等で調製した鋳塊を用いる。鋳造後、面削若しくは切削等の機械的除去及び／又は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鋳造法又はＣＣ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の熱間圧延後の素板を硝酸又は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、必要な製品板強度及び／又は平坦度、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。
　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を実施する場合には、例えば、４００℃以上５００℃以下で１時間以上等の条件で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、窒素ガス又は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５００℃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、必要な製品板強度及び／又は板厚に応じて定めれば良く、圧延率を２０％以上８０％以下が好ましい。
　冷間圧延の前又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４５０℃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。なお、ここで板厚は１．０ｍｍ程度とする。
　上述の各工程は何れも第２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、所望の第２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が０．１℃／ｓ未満であると最長径３μｍ以上１００μｍ以下の第２相粒子の分布密度が５００００個／ｍｍ２を超え、エッチング時、ジンケート処理時、切削時に基板側面の第２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、心材の鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを越えると最長径３μｍ以上１００μｍ以下の第２相粒子の分布密度が１００個／ｍｍ２未満となり、十分な剛性が得られない可能性がある。従って、心材の鋳造時の冷却速度は０．１℃／ｓ以上１０００℃／ｓ以下の範囲が好ましい。
　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。
　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製（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製（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製（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。
　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及び表２に示す成分組成の各合金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及び表２中「－」は、測定限界値以下を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　つぎに、表３及び表４に示すように、合金Ｎｏ．Ａ１～Ａ７、Ａ１１～Ａ３６及びＡＣ１～ＡＣ４は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ａ８～Ａ１０は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ法により鋳造し鋳塊を作製した（ステップＳ１０２）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　合金Ｎｏ．Ａ１～Ａ７、Ａ１１～Ａ３６及びＡＣ１～ＡＣ４の鋳塊は両面１５ｍｍの面削を行った。Ｎｏ．Ａ１～Ａ９、Ａ１１～Ａ３６及びＡＣ１～ＡＣ４の合金は４８０℃で３時間の均質化処理を施した（ステップＳ１０３）。Ｎｏ．Ａ１～Ａ８、Ａ１１～Ａ３６及びＡＣ１～ＡＣ４の合金は圧延開始温度４６０℃、圧延終了温度３４０℃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４００℃で２時間の条件で焼鈍を行い冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍ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４００℃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（上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ－１０７Ｆ（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。表面を整えたディスクブランク表面に、ＡＤ－３０１Ｆ－３Ｘ（上村工業製）を用いてジンケート処理を施した（ステップＳ１０９）。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（上村工業製））を用いてＮｉ－Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきした後羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））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、冷延（ステップＳ１０５）工程後のアルミニウム合金板、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盤について以下の評価を行った。
〔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。
〔剛性〕
　冷延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板を４００℃、３時間の条件で加熱した後、共振法によりヤング率を測定し、剛性の評価を行った。剛性の測定は、日本テクノプラス株式会社製のＪＥ－ＲＴ型の装置を用い室温で行った。ヤング率７５ＧＰａ以上のものを優良（◎印）とし、ヤング率７２ＧＰａ以上７５ＧＰａ未満のものを良好（○印）とし、ヤング率７２ＧＰａ未満のものを不良（×印）とした。
〔最長径３～１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布密度〕
　最長径３～１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布密度（個／ｍｍ２）は、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１ｍｍ２観察し、最長径３～１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子を数え、分布密度を求めた。
〔めっき表面の平滑性〕
　Ｎｉ－Ｐめっき処理研磨（ステップＳ１１０）後のアルミニウム合金基盤の表面を光学顕微鏡により５００倍で１ｍｍ２観察し、最長径５μｍ以上の大きさのピットの個数を数え、単位面積当たりの個数（個数密度：個／ｍｍ２）を求めた。ピットが０～１０個／ｍｍ２の場合を優良（◎印）とし、１０～２０個／ｍｍ２の場合を良好（○印）、２０個／ｍｍ２を超える場合を不良（×印）とした。以上の評価結果を表５及び表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５及び表６に示すように、実施例１～実施例４３では、めっき表面が平滑で高い剛性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板が得られた。一方、比較例１～比較例４は、めっき表面の平滑性又は剛性が劣っていた。比較例１は、Ｓｉの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。比較例２は、Ｓｉの含有量が多かったために粗大なＳｉ粒子が多く生成されたため、このＳｉ粒子がめっき前処理で脱落して大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が悪くなった。比較例３は、Ｆｅの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。比較例４は、Ｆｅの含有量が多かったために粗大なＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系化合物が多く生成されたため、この化合物がめっき前処理で脱落して大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が悪くなった。
（クラッド材磁気ディスク用アルミニウム合金基板）
　次に、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７～表１０に示す成分組成の各合金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Ｓ２０１）。表７及び表８はクラッド材の心材、表９及び表１０はクラッド材の皮材の成分組成を示す。表７～表１０中「－」は測定限界値以下を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１１及び表１２に示すように、心材用鋳塊として合金Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ７、Ｂ１１～Ｂ３６、ＢＣ１及びＢＣ２のアルミニウム合金溶湯は、ＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ｂ８～Ｂ１０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ＤＣ鋳造法により作製した。合金Ｎｏ．Ｂ１～Ｂ７、Ｂ１１～Ｂ３６、ＢＣ１及びＢＣ２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～Ｃ７、Ｃ１１～Ｃ３６、ＣＣ１及びＣＣ２は板厚１５ｍｍの熱間圧延板とし、合金Ｎｏ．Ｃ８～Ｃ１０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、４８０℃で３時間の均質化処理を施した（ステップＳ２０３）。圧延開始温度４６０℃、圧延終了温度３４０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱延板とした（ステップＳ２０４）。合金Ｎｏ．Ｂ７及びＣ７の合金以外の熱延板は４００℃で２時間の条件で焼鈍を行い冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍ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）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　ディスクブランクを４００℃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（上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ－１０７Ｆ（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。表面を整えたディスクブランク表面に、ＡＤ－３０１Ｆ－３Ｘ（上村工業製）を用いてダブルジンケート処理を施した（ステップＳ２０９）。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（上村工業製））を用いてＮｉ－Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきした後羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））を行った（ステップＳ２１０）。
　前記鋳造（ステップＳ２０２－１）工程後の鋳塊、前記冷延（ステップＳ２０５）工程後のアルミニウム合金板、前記研削加工（ステップＳ２０８）工程後のアルミニウム合金基板、及び前記めっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基盤について以下の評価を行った。
〔心材用鋳塊の鋳造時の冷却速度〕
　鋳造（ステップＳ２０２－１）後の鋳塊のＤＡＳを測定し、鋳造時の冷却速度を算出した。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。
　剛性、心材中の最長径３～１００μｍと最長径１００μｍを超える第２相粒子の分布、及びめっき表面の平滑性の評価は、ベア材と同様の方法で行った。以上の評価結果を表１３及び表１４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　表１３及び表１４に示すように、実施例４４～実施例８６では、めっき表面が平滑で高い剛性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板が得られた。一方、比較例５及び比較例６は何れも剛性が劣っていた。比較例５は、Ｓｉの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。比較例６は、Ｆｅの含有量が少ないためにヤング率が低く、剛性に劣った。
　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、２０１４年１０月３１日に出願された、日本国特許出願特願２０１４－２２３３８７号に基づく。本明細書中に日本国特許出願特願２０１４－２２３３８７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。
　本発明は、例えばコンピュータの記憶装置の磁気ディスクに好適に用いられる。

Claims (7)

  1. 　０．５質量％以上２４．０質量％以下のＳｉと、
    　０．０１質量％以上３．００質量％以下のＦｅと、
    　を含有し、
    　残部Ａｌと不可避的不純物からなる、
    　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。
  2. 　０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＣｕ、
    　０．１質量％以上６．０質量％以下のＭｇ、
    　０．１質量％以上２．０質量％以下のＮｉ、
    　０．０１質量％以上２．００質量％以下のＣｒ、
    　０．０１質量％以上２．００質量％以下のＭｎ、
    　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又は２以上の元素をさらに含有する、
    　ことを特徴とする請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  3. 　０．００５質量％以上２．０００質量％以下のＺｎ、
    　をさらに含有する、
    　ことを特徴とする請求項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基板。
  4. 　含有量の合計が０．００５質量％以上０．５００質量％以下のＴｉ及びＢ、
    　をさらに含有する、
    　ことを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  5. 　３μｍ以上１００μｍ以下の最長径を有する第２相粒子が、１００個／ｍｍ２以上５００００個／ｍｍ２以下の分布密度で分散する、
    　ことを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  6. 　第２相粒子を含み、該第２相粒子の最長径が１００μｍ以下である、
    　ことを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  7. 　両面に純Ａｌ又はＡｌ－Ｍｇ系合金からなる皮材がクラッドされる、
    　ことを特徴とする請求項１乃至６の何れか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
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