WO2017163943A1 - 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート - Google Patents

磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート Download PDF

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less
blank
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aluminum alloy
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秀之 小室
秀俊 梅田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy blank for a magnetic disk and an aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • An aluminum (Al) alloy magnetic disk is used as a recording medium such as a computer or a hard disk drive (HDD).
  • a magnetic disk after the surface of the plate material is mirror-finished, degreasing treatment, acid etching treatment, desmutting treatment, 1st zincate treatment, nitric acid peeling treatment, 2nd zincate treatment, and electroless Ni-P plating treatment are sequentially performed. It is manufactured by forming a magnetic film or a protective film.
  • Patent Document 1 discloses an invention related to a magnetic disk aiming at high rigidity.
  • the invention described in Patent Document 1 is such that at least one of ceramic particles or ceramic fibers is dispersed in an Al alloy matrix in a volume ratio of 5 to 50%.
  • This Patent Document 1 describes that an Al alloy plate used for the magnetic disk was manufactured as follows. That is, pure Al particles obtained by the atomization method as matrix particles and Al 2 O 3 particles as reinforcing fibers are prepared and mixed together (fiber volume ratio 15%). It is described that this mixture is put into a mold and subjected to HIP (Hot Isostatic Pressing) treatment near the melting temperature and then hot rolled to produce a plate having a predetermined thickness. In addition, since this method must be processed one by one, there is a problem similar to that of a glass substrate that is inferior in production cost.
  • HIP Hot Isostatic Pressing
  • Patent Document 1 since the invention described in Patent Document 1 is obtained by mixing matrix particles and reinforcing fibers and performing HIP treatment near the melting temperature, the adhesion between matrix particles and reinforcing fibers. May not be sufficient. Therefore, in the Al alloy plate described in Patent Document 1, there is a possibility that the smoothness of the electroless Ni—P plating film formed on the plate surface cannot be made high enough to satisfy the recent recording density. Moreover, as described above, there is a need to increase the rigidity of a magnetic disk blank to which an aluminum rolled plate having excellent production costs is applied.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is excellent in rigidity (for example, Young's modulus) and smoothness of an electroless Ni—P plating film formed on the surface thereof. It is an object to provide an aluminum alloy substrate.
  • intermetallic compounds include those in which electroless Ni—P plating does not deposit on the surface, such as simple Si and Mg—Si intermetallic compounds, and other intermetallic compounds.
  • electroless Ni—P plating is deposited on the surface.
  • the inventors have found that by selectively increasing the area ratio of the intermetallic compound deposited on the surface of the electroless Ni—P plating, it is possible to increase the rigidity and simultaneously suppress the occurrence of plating defects. It came to complete.
  • the aluminum alloy blank for a magnetic disk according to an embodiment of the present invention that has solved the above problems is Mg: 3.00 mass% or less, Si: 1.00 mass% or less, Fe: 6.0 mass% or less, Mn: 10.0% by mass or less, Ni: containing at least one of 10.0% by mass or less, the total amount of which is 10.0% by mass or less, and the balance consists of Al and inevitable impurities,
  • the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface was 5 to 40%, and the total area ratio of the simple substance Si and the Mg—Si intermetallic compound was 1% or less.
  • the aluminum alloy blank for a magnetic disk according to the present embodiment contains Mg at a predetermined value or less, contains a predetermined amount of Fe, Mn, and Ni, and also determines the area ratio of the intermetallic compound in the surface. Therefore, the rigidity can be improved.
  • Si is set to a predetermined value or less, the production of elemental Si and Mg—Si intermetallic compounds can be suppressed, and the rigidity can be improved.
  • the total area ratio of the simple substance Si and the Mg—Si intermetallic compound occupying the surface is set to a predetermined value or less, so the electroless Ni—P formed on the surface The number of pits formed in the plating film can be further reduced, and the plating film can be excellent in smoothness.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks which concerns on other one Embodiment of this invention which solved the said subject is Mg: 3.00 mass% or less, Si: 1.00 mass% or less, Fe: 5.0 It contains at least one of mass% or less, Mn: 5.0 mass% or less, Ni: 5.0 mass% or less, and its total amount is 8.0 mass% or less, and Cr: 2.0 mass % Or less, Ti: 0.5% by mass or less, Zr: 2.0% by mass or less, and the total amount is 2.0% by mass or less with the balance being Al and inevitable impurities.
  • the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface was 5 to 40%, and the total area ratio of the simple substance Si and the Mg—Si intermetallic compound was 1% or less.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present embodiment contains Mg at a predetermined value or less, contains Fe, Mn, Ni, Cr, Ti, and Zr, respectively, and also occupies the surface. Since the area ratio of the intermetallic compound is in a predetermined range, the rigidity is excellent. In addition, since Si is set to a predetermined value or less, the production of elemental Si and Mg—Si intermetallic compounds can be suppressed, and the rigidity can be improved.
  • the total area ratio of simple substance Si and Mg—Si based intermetallic compound occupying the surface is set to a predetermined value or less, so the electroless Ni—P formed on the surface The number of pits formed in the plating film can be further reduced, and the plating film can be excellent in smoothness.
  • the aluminum alloy blank for a magnetic disk according to the present invention preferably has a Young's modulus of 73 GPa or more and a proof stress of 90 MPa or more.
  • the aluminum alloy blank for a magnetic disk according to the present invention can be excellent in rigidity by setting the Young's modulus to a predetermined value or more. Moreover, the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention has a strength enough to maintain the shock resistance required for a magnetic disk by setting the yield strength to a predetermined value or more.
  • the absolute maximum length of the intermetallic compound on the surface is preferably 50 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy blank for a magnetic disk according to the present invention has the smoothness of the electroless Ni—P plating film formed on the surface by setting the absolute maximum length of the intermetallic compound on the surface to a predetermined value or less. It can be made better.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention further contains at least one of Cu: 0.1% by mass to 10.0% by mass and Zn: 0.1% by mass to 10.0% by mass. It is preferable.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention further contains Cu and Zn in a predetermined amount, thereby improving the smoothness of the surface of the electroless Ni—P plating film formed on the surface of the blank (substrate). Furthermore, it can be made excellent.
  • the aluminum alloy substrate for magnetic disk according to the present invention uses the aluminum alloy blank for magnetic disk described in any one of the above.
  • the aluminum alloy substrate for magnetic disks according to the present invention uses the above-described aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention, the rigidity and the electroless Ni—P plating film formed on the surface are reduced. It can be excellent in smoothness.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disk and the aluminum alloy substrate for magnetic disk according to the present invention are excellent in rigidity and smoothness of the electroless Ni—P plating film formed on the surface.
  • the blank according to the present invention includes the blank according to the first embodiment and the blank according to the second embodiment, which will be described in detail below.
  • the blank which concerns on this embodiment is made into Mg: 3.00 mass% or less and Si: 1.00 mass% or less. Further, the blank according to the present embodiment contains at least one of Fe: 6.0% by mass or less, Mn: 10.0% by mass or less, Ni: 10.0% by mass or less, and the total amount thereof. It is 10.0 mass% or less. Further, the balance of the chemical composition of the blank according to the present embodiment is made of Al and inevitable impurities, and the blank according to the present embodiment is formed into a predetermined shape using the aluminum alloy having the chemical composition described above.
  • the blank according to this embodiment is configured such that the area ratio of intermetallic compounds occupying the surface is 5 to 40%, and the total area ratio of elemental Si and Mg—Si intermetallic compounds is 1% or less.
  • Mg Mg can improve the yield strength of the blank when it is contained alone. However, since the Young's modulus decreases as Mg increases, it is difficult to make the Young's modulus 73 GPa or more when Mg exceeds 3.00 mass%. Therefore, Mg is 3.00 mass% or less. From the viewpoint of maintaining a high Young's modulus of the blank, Mg is preferably 2.00% by mass or less, and more preferably 1.00% by mass or less. Further, Mg is bonded to Si as described later, and the amount of Mg-Si intermetallic compound produced increases. From the viewpoint of suppressing this, it is set to 3.00 mass% or less as described above.
  • the lower the amount of Mg the better.
  • the amount of Mg can be suppressed to about 0.005% by mass, the formation of Mg—Si-based intermetallic compounds can be sufficiently suppressed. Is preferred.
  • Si Si is usually mixed into the Al alloy as a metal base impurity.
  • Si and Mg—Si intermetallic compounds are added to the Al alloy ingot and the plate surface. Cause it to occur. If Si exceeds 1.00% by mass, the amount of simple Si and Mg—Si-based intermetallic compound produced becomes too large. In this case, the proof stress required for the blank may not be maintained.
  • the electroless Ni—P plating film is not coated on the simple substance Si and the Mg—Si based intermetallic compound, the smoothness after the formation of the electroless Ni—P plating film is inferior. Therefore, Si is 1.00% by mass or less. The smaller the amount of Si, the better.
  • Si is preferably 0.20% by mass or less, and more preferably 0.10% by mass or less.
  • Si is necessary to use a high purity metal, and since it becomes very expensive, it is not realistic. Therefore, when providing the minimum of the amount of Si, it is preferred to set it as 0.005 mass%.
  • the Young's modulus of the blank is improved by containing at least one of Fe, Mn, and Ni.
  • Fe, Mn, and Ni are added excessively, a coarse crystal tends to occur. Since the coarse crystals may become plating defects when they are dropped in the pretreatment step of plating, from the viewpoint of plating smoothness, Fe ⁇ 2.0 mass%, Mn ⁇ 2.0 mass%, Ni ⁇ 2. It is preferably 0% by mass, and preferably Fe + Mn + Ni ⁇ 4.0% by mass. On the other hand, from the viewpoint of securing the Young's modulus, it is preferable that 1.3% by mass ⁇ Fe + Mn + Ni.
  • the basic components of the chemical composition constituting the blank according to this embodiment are as described above, and the remaining components are Al and inevitable impurities (inevitable impurities other than Si described above).
  • Inevitable impurities are impurities that are inevitably mixed when the material is dissolved, and are contained within a range that does not impair the various properties of the blank. Examples of such inevitable impurities include Cr, Ti, Zr, V, B, Na, K, Ca, and Sr. If the inevitable impurities are individually 0.005% by mass or less and the total is 0.015% by mass or less, the effect of the present invention is not hindered.
  • inevitable impurities may be included within a range that does not inhibit the effect of the present invention, and elements other than those described in the present specification within a range that does not inhibit the effect of the present invention.
  • Etc. that is, these embodiments are also included in the technical scope of the present invention.
  • the chemical composition of the blank according to the present embodiment can appropriately adjust, for example, the amount of element added when the Al alloy is dissolved.
  • the adjustment (regulation) of the content of inevitable impurities can be performed by using, for example, bullion refined by a three-layer electrolysis method or eliminating them using a segregation method.
  • intermetallic compounds occupying the surface include Mg—Si intermetallic compounds, Al—Fe intermetallic compounds, Al—Mn intermetallic compounds, Al—Ni intermetallic compounds, and Al—Fe—Mn based metals. Examples include intermetallic compounds, Al—Fe—Ni intermetallic compounds, Al—Mn—Ni intermetallic compounds, and Al—Fe—Mn—Ni intermetallic compounds. Further, as will be described later, when Cu and Zn are contained at the contents specified in the present embodiment, Al—Cu based intermetallic compounds, Al—Zn based intermetallic compounds, and the like can be given. In the present invention, single Si is handled in the same manner as an intermetallic compound.
  • the Young's modulus of the blank can be 73 GPa or more by setting the area ratio of the above-described intermetallic compound in the surface to 5% or more. On the other hand, if the area ratio is less than 5%, the Young's modulus of the blank cannot be 73 GPa or more. Moreover, when the said area ratio exceeds 40%, a hot crack will arise or a surface defect will arise. Therefore, in this embodiment, the area ratio is set to 5 to 40%. From the viewpoint of increasing the Young's modulus of the blank, the area ratio is preferably 10% or more, and more preferably 15% or more. Further, from the viewpoint of obtaining better surface properties, the area ratio is preferably 38% or less, and more preferably 35% or less.
  • the area ratio can be adjusted by setting Si, Mg, Fe, Mn, and Ni as described in this specification. When Cu and Zn are contained, these are described as the contents described in this specification. It can adjust by doing (In addition, Cu and Zn are mentioned later).
  • the electroless Ni—P plating film is not coated on the simple Si and Mg—Si based intermetallic compounds as described above. Therefore, if the total area ratio of simple substance Si and Mg—Si intermetallic compound occupying the surface is large, many pits are formed in the electroless Ni—P plating film formed on the surface of the blank (substrate). The smoothness after the formation of the Ni—P plating film is inferior. In addition, when the amount of simple Si and Mg—Si intermetallic compounds is large, it is difficult to make the proof stress of the magnetic disk aluminum alloy 90 MPa or more.
  • the total area ratio of the simple substance Si and the Mg—Si intermetallic compound occupying the surface is set to 1.0% or less.
  • the total of these area ratios is preferably as small as possible. For example, it is preferably 0.9% or less or less than 0.1%. Note that the sum of the area ratios of the simple Si and the Mg—Si intermetallic compound can be controlled by making the Si amount equal to or less than the above-described content.
  • the area ratio of each intermetallic compound (including single Si) on the surface can be determined as follows. For example, an FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope, model JSM-7001F) manufactured by JEOL Ltd. is used, and the acceleration voltage is 15 kV. Using the attached analysis system “Analysis Station 3, 8, 0, 31” and particle analysis software “EX-35110 Particle Analysis Software Ver. 3.84”, a single unit in the composition image obtained by FE-SEM The area ratio of Si, Mg—Si based intermetallic compounds, Al—Fe based intermetallic compounds, etc. can be calculated.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope, model JSM-7001F
  • the blank which concerns on this embodiment is made into Mg: 3.00 mass% or less and Si: 1.00 mass% or less.
  • the blank according to this embodiment contains at least one of Fe: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, Ni: 5.0% by mass or less, and the total amount thereof. 8.0 mass% or less.
  • the blank which concerns on this embodiment contains at least 1 sort (s) among Cr: 2.0 mass% or less, Ti: 0.5 mass% or less, Zr: 2.0 mass% or less, It is 2.0 mass% or less.
  • the balance of the chemical composition of the blank according to the present embodiment is formed in a predetermined shape using an aluminum alloy composed of Al and inevitable impurities.
  • the blank according to the present embodiment is configured such that the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface is 5 to 40%, and the total area ratio of the simple substance Si and the Mg—Si intermetallic compound is 1% or less.
  • Mg When Mg is contained alone, the yield strength of the blank can be improved. However, since the Young's modulus decreases as Mg increases, it is difficult to make the Young's modulus 73 GPa or more when Mg exceeds 3.00 mass%. Therefore, Mg is 3.00 mass% or less. From the viewpoint of maintaining a high Young's modulus of the blank, Mg is preferably 2.00% by mass or less, and more preferably 1.00% by mass or less. Further, Mg is bonded to Si as described later, and the amount of Mg-Si intermetallic compound produced increases. From the viewpoint of suppressing this, it is set to 3.00 mass% or less as described above.
  • the lower the amount of Mg the better.
  • the amount of Mg can be suppressed to about 0.005% by mass, the formation of the Mg—Si-based intermetallic compound can be sufficiently suppressed. It is preferable to do this.
  • Si Si is usually mixed into the Al alloy as a metal base impurity.
  • Si and Mg—Si intermetallic compounds are added to the Al alloy ingot and the plate surface. Cause it to occur.
  • Si exceeds 1.00% by mass, the amount of simple Si and Mg—Si-based intermetallic compound produced increases. If the amount of single Si and Mg—Si-based intermetallic compound produced is too large, the required level of proof stress as a blank may not be maintained.
  • the electroless Ni—P plating film is not coated on the simple substance Si and the Mg—Si based intermetallic compound, the smoothness after the formation of the electroless Ni—P plating film is inferior.
  • Si is 1.00% by mass or less.
  • Si less than 0.005 mass% it is necessary to use a high purity metal, and since it becomes very expensive, it is not realistic. Therefore, when providing the minimum of the amount of Si, it is preferred to set it as 0.005 mass%.
  • the Young's modulus of the blank is improved by containing at least one of Fe, Mn, and Ni.
  • at least one of Fe, Mn, and Ni alone exceeds 5.0% by mass, or if the total of two or more types exceeds 8.0% by mass rolling becomes impossible. That is, the intermetallic compound is excessively increased and the ductility is lowered, and the hot rolled sheet is cracked (hereinafter sometimes simply referred to as “hot crack”). Therefore, it contains at least one of Fe: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, Ni: 5.0% by mass or less, and the total amount is 8.0% by mass or less. .
  • Fe, Mn, and Ni are added excessively, a coarse crystal tends to occur. When coarse crystals fall off in the pretreatment step of plating, they may become plating defects.
  • Fe is 2.0 mass% or less
  • Mn is 2.0 mass% or less
  • Ni is The total amount is preferably 2.0% by mass or less, and the total amount is preferably 4.0% by mass or less.
  • the total amount of Fe, Mn, and Ni is preferably 0.7% by mass or more.
  • the electroless Ni—P plating film formed on the surface of the blank (substrate) is excellent by containing at least one of Cr, Ti, and Zr to suppress the formation of macrocrystals. It will be. However, if Cr exceeds 2.0% by mass, Ti exceeds 0.5% by mass, Zr exceeds 2.0% by mass, or the total amount exceeds 2.0% by mass, Cracks occur. Therefore, it contains at least one of Cr: 2.0% by mass or less, Ti: 0.5% by mass or less, Zr: 2.0% by mass or less, and the total amount is 2.0% by mass or less. . In addition, when Cr, Ti, and Zr are added excessively, a coarse crystal tends to occur.
  • the total amount of Cr, Ti and Zr is preferably 0.3% by mass or less from the viewpoint of plating smoothness. . From the viewpoint of further suppressing the formation of giant crystals, the total amount of Cr, Ti, and Zr is preferably 0.1% by mass or more, and more preferably 0.2% by mass or more.
  • the basic components of the chemical composition constituting the blank according to this embodiment are as described above, and the remaining components are Al and inevitable impurities (inevitable impurities other than Si described above).
  • Inevitable impurities are impurities that are inevitably mixed when the material is dissolved, and are contained within a range that does not impair the various properties of the blank. Examples of such inevitable impurities include V, B, Na, K, Ca, and Sr. If the inevitable impurities are individually 0.005% by mass or less and the total is 0.015% by mass or less, the effect of the present invention is not hindered.
  • inevitable impurities may be included within a range that does not inhibit the effect of the present invention, and elements other than those described in the present specification within a range that does not inhibit the effect of the present invention.
  • Etc. that is, these embodiments are also included in the technical scope of the present invention.
  • Cu and Zn may be included as a remaining component in less than 0.1 mass%.
  • the chemical composition of the blank according to the present embodiment can appropriately adjust, for example, the amount of element added when the Al alloy is dissolved.
  • the adjustment (regulation) of the content of inevitable impurities can be performed by using, for example, bullion refined by a three-layer electrolysis method or eliminating them using a segregation method.
  • intermetallic compounds occupying the surface include Mg—Si intermetallic compounds, Al—Fe intermetallic compounds, Al—Mn intermetallic compounds, Al—Ni intermetallic compounds, and Al—Fe—Mn based metals.
  • an Al—Fe—Cr intermetallic compound in which a part of the Al—Fe intermetallic compound is substituted or an Al—Mn—Cr system in which a part of the Al—Mn intermetallic compound is substituted.
  • Intermetallic compounds are also targeted.
  • examples include Al—Cu based intermetallic compounds and Al—Zn based intermetallic compounds.
  • single Si is handled in the same manner as an intermetallic compound.
  • the Young's modulus of the blank can be 73 GPa or more by setting the area ratio of the above-described intermetallic compound in the surface to 5% or more. On the other hand, if the area ratio is less than 5%, the Young's modulus of the blank cannot be 73 GPa or more. Moreover, when the said area ratio exceeds 40%, a hot crack will arise or a surface defect will arise. Therefore, in this embodiment, the area ratio is set to 5 to 40%. From the viewpoint of increasing the Young's modulus of the blank, the area ratio is preferably 10% or more, and more preferably 15% or more. Further, from the viewpoint of obtaining better surface properties, the area ratio is preferably 38% or less, and more preferably 35% or less.
  • the area ratio can be adjusted by setting Si, Mg, Fe, Mn, Ni, Cr, Ti, and Zr to the contents described in this specification. When Cu and Zn are contained, these are described in this specification. It can adjust by setting it as content demonstrated by (it mentions later about Cu and Zn).
  • the electroless Ni—P plating film is not coated on the simple Si and Mg—Si based intermetallic compounds as described above. Therefore, if the total area ratio of simple substance Si and Mg—Si intermetallic compound occupying the surface is large, many pits are formed in the electroless Ni—P plating film formed on the surface of the blank (substrate). The smoothness after the formation of the Ni—P plating film is inferior. In addition, when the amount of simple Si and Mg—Si intermetallic compounds is large, it is difficult to make the proof stress of the magnetic disk aluminum alloy 90 MPa or more.
  • the total area ratio of the simple substance Si and the Mg—Si intermetallic compound occupying the surface is set to 1.0% or less.
  • the total of these area ratios is preferably as small as possible, for example, 0.9% or less or less than 0.1%. Note that the sum of the area ratios of the simple Si and the Mg—Si intermetallic compound can be controlled by making the Si amount equal to or less than the above-described content.
  • the area ratio of each intermetallic compound (including single Si) on the surface can be determined as follows. For example, an FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope, model JSM-7001F) manufactured by JEOL Ltd. is used, and the acceleration voltage is 15 kV. Using the attached analysis system “Analysis Station 3, 8, 0, 31” and particle analysis software “EX-35110 Particle Analysis Software Ver. 3.84”, a single unit in the composition image obtained by FE-SEM The area ratio of Si, Mg—Si based intermetallic compounds, Al—Fe based intermetallic compounds, etc. can be calculated.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope, model JSM-7001F
  • the Young's modulus is the ratio of stress to strain when the material behaves elastically. In the present invention, it affects the generation of vibration when a thinned magnetic disk is rotated by an HDD. If the Young's modulus is 73 GPa or more, the rigidity is high, so that the vibration of the thinned magnetic disk can be reliably suppressed. Therefore, in the present invention, the Young's modulus is preferably 73 GPa or more. From the viewpoint of further suppressing the vibration of the thinned magnetic disk, a higher Young's modulus is preferable.
  • the Young's modulus is preferably 75 GPa or more, more preferably 80 GPa or more, still more preferably 83 GPa or more, and even more preferably 85 GPa or more.
  • a Young's modulus of 80 GPa corresponds to a glass substrate.
  • the Young's modulus is the content described in this specification for Mg, Fe, Mn, and Ni, and the area ratio of the intermetallic compound in the surface is within a predetermined range. Can be adjusted.
  • the Young's modulus is such that Mg, Fe, Mn, Ni, Cr, Ti, Zr is the content described in this specification, and the area of the intermetallic compound occupying the surface It can be adjusted by setting the rate within a predetermined range.
  • the Young's modulus is, for example, a test piece having a thickness of 60 mm ⁇ 10 mm ⁇ 1 mm whose longitudinal direction is the rolling parallel direction in accordance with JIS Z 2280: 1993 (Testing method for high temperature Young's modulus of metal material). It can measure by using. Specifically, it can be measured by the free resonance method at room temperature in an air atmosphere in accordance with the method specified in JIS. It is preferable to use a JE-RT type manufactured by Nippon Techno-Plus as a test apparatus.
  • the yield strength is preferably 90 MPa or more in order to obtain sufficient strength as a blank (and also as a substrate and a magnetic disk). If the yield strength is less than 90 MPa, sufficient strength as a blank cannot be obtained. From the viewpoint of obtaining higher strength as a blank, the proof stress is preferably 100 MPa or more, more preferably 110 MPa or more, still more preferably 120 MPa or more, and even more preferably 130 MPa or more. Yield strength is controlled by adding the addition amount of Fe, Mn, Ni, Mg, etc. within the range of the predetermined amount, adjusting the annealing conditions, and controlling the amount of each intermetallic compound produced and the amount of solid solution in the matrix. Can be adjusted.
  • the yield strength is obtained by, for example, preparing a JIS No. 5 test piece having a parallel direction of rolling as a longitudinal direction and conducting a metal material tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011 (metal material tensile test method).
  • JIS Z 2241: 2011 metal material tensile test method
  • the absolute maximum length of the intermetallic compound on the surface is preferably 50 ⁇ m or less. In this case, since the electroless Ni—P plating film can be suitably formed, the thickness of the plating film can be reduced. Moreover, since the intermetallic compound is fine, the yield strength is improved.
  • the “absolute maximum length” refers to, for example, the distance between the two most distant points on the corresponding particle recognized when observed with a SEM COMPO image or the like. As the absolute maximum length of the intermetallic compound is smaller, the risk of occurrence of plating defects due to dropping of coarse crystals can be reduced.
  • the absolute maximum length of the intermetallic compound is more preferably 30 ⁇ m or less, further preferably 25 ⁇ m or less, and further preferably 20 ⁇ m or less.
  • the absolute maximum length of the intermetallic compound can be adjusted by setting Si, Mg, Fe, Mn, Ni, and the like to the contents described in this specification.
  • the absolute maximum length of the intermetallic compound is adjusted by setting Si, Mg, Fe, Mn, Ni, Cr, Ti, Zr, and the like to the contents described in this specification. it can.
  • the chemical composition of the blank according to the present invention further contains at least one of Cu: 0.1% by mass to 10.0% by mass and Zn: 0.1% by mass to 10.0% by mass. Also good. Cu and Zn are uniformly dissolved in the blank (substrate), and Zn ions in the zincate bath are finely and uniformly deposited on the surface of the blank (substrate) in the zincate treatment before plating. Accordingly, the number of pits formed in the electroless Ni—P plating film of the blank (substrate) is further reduced, and the smoothness of the plating film is further improved.
  • Cu is 0.1% by mass or more and 10.0% by mass or less
  • Zn is at least one of 0.1% by mass or more and 10.0% by mass or less. What is necessary is just to contain. If the amount of Cu and the amount of Zn each exceed 10.0% by mass, the amount of intermetallic compound produced increases, so hot cracking may occur.
  • the blank according to the first embodiment and the second embodiment described above includes the chemical composition, the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface, and the area of the simple Si and Mg—Si intermetallic compound occupying the surface.
  • the total rate is specified as described above. Therefore, both the blanks according to the first embodiment and the second embodiment are excellent in rigidity and smoothness of the electroless Ni—P plating film formed on the surface.
  • the substrate according to the present embodiment uses the blank according to the first embodiment or the second embodiment described above. Specifically, the substrate according to the present embodiment is manufactured by smoothing (grinding or mirror finishing) the surface of the blank described above.
  • the substrate which concerns on this embodiment has the structure of the same chemical composition, metal structure, etc. only with the above-mentioned blank differing whether it is smoothed. Therefore, the substrate according to this embodiment is excellent in rigidity and smoothness of the electroless Ni—P plating film formed on the surface, like the blank described above.
  • the blank according to the present invention described above can be manufactured by a manufacturing method and equipment under general conditions for manufacturing a substrate for a magnetic disk.
  • the material is dissolved and adjusted to the above-described chemical composition, and the ingot is cast, the homogenization heat treatment step for performing the homogenization heat treatment on the ingot, and the ingot subjected to the homogenization heat treatment are hot.
  • Hot rolling process for rolling to obtain a hot rolled sheet having a predetermined thickness cold rolling process for cold rolling a hot rolled sheet to obtain a cold rolled sheet, an annular substrate from the cold rolled sheet It can be manufactured by being subjected to a series of steps including a punching step for punching and a straightening annealing step for performing straightening annealing. If necessary, intermediate annealing may be performed before the cold rolling process or in the middle of the cold rolling process.
  • the material is preferably melted at 700 to 800 ° C. and cast at 700 to 800 ° C.
  • the obtained ingot is preferably subjected to chamfering of about 2 mm / one side.
  • the homogenization heat treatment step is preferably performed at 400 to 600 ° C., preferably about 540 ° C. for about 8 hours.
  • the hot rolling step is continuously performed after the homogenization heat treatment.
  • the starting temperature is preferably 510 ° C. or higher, and the end temperature is preferably 300 to 350 ° C., and is preferably 520 ° C.
  • the thickness after rolling is preferably 3 mm or less. In the cold rolling process, the thickness after rolling is preferably about 1 mm.
  • the punching process is preferably performed by punching from a cold rolled plate so as to form an annular substrate (for 3.5 inch HDD) having an inner diameter of 24 mm and an outer diameter of 96 mm. When manufacturing a blank for a 2.5-inch HDD, it is preferable to punch out a cold rolled sheet so as to form an annular substrate having an inner diameter of 19 mm and an outer diameter of 66 mm.
  • an annular substrate is stacked between spacers having high flatness, and the whole is annealed while being pressed.
  • the annealing temperature is preferably 300 to 500 ° C., and the annealing time is preferably 3 hours. Moreover, it is preferable that both the heating rate and the high temperature rate during the straightening annealing are about 80 ° C./hour.
  • the above-described substrate according to the present invention can be manufactured, for example, as follows. First, end face processing is performed by cutting the inner diameter and the outer diameter of the blank by 1 mm each. Then, the blank which performed the said end surface processing in the pocket of the carrier previously set to the double-sided grinding machine is set. And if it grinds (mirror surface processing) until it reaches the target board thickness with a grindstone, the substrate which concerns on this invention can be manufactured (Note that the said substrate may be called a grind substrate. ).
  • the composition of the substrate according to the present invention thus produced has the same chemical composition and metal structure as the blank described above, but has a smooth surface compared to the blank because it is mirror-finished. is doing.
  • the surface of the substrate thus manufactured is subjected to acid etching treatment under arbitrary conditions to form an electroless Ni—P plating film, and then the surface is polished (the electroless Ni—P plating film was formed).
  • the substrate is sometimes referred to as a plating substrate.
  • a base film for enhancing magnetic properties, a magnetic film made of a Co-based alloy, a protective film made of C (carbon) for protecting the magnetic film, etc. are formed by sputtering.
  • a magnetic disk can be produced.
  • the formation of the electroless Ni—P plating film, the base film, the magnetic film, and the protective film can be performed under conditions generally used in manufacturing a magnetic disk.
  • the difference between the blank and the substrate in the present invention is whether or not grinding (mirror finishing) is performed. Therefore, for the substrate, the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface, the total area ratio of the simple Si and Mg-Si intermetallic compounds occupying the surface, the measurement results and evaluation results of Young's modulus, the proof stress These measurement results and evaluation results can be regarded as blank calculation results, measurement results, and evaluation results, and vice versa.
  • the substrate was manufactured by performing a casting process, a homogenizing heat treatment process, a hot rolling process, a cold rolling process, a punching process, a straightening annealing process, an end face machining process, and a mirror surface machining process in this order. Specific conditions for each step are as follows.
  • the homogenization heat treatment step is No. For Nos. 1 to 23, the test was conducted at 540 ° C. for 8 hours. 24 to 27 were carried out at 450 ° C. for 8 hours, and hot rolling was started within 5 minutes after removal from the furnace.
  • the hot rolling process is No. For 1 to 23, the start temperature was 520 to 540 ° C., the end temperature was 300 to 330 ° C., and the plate thickness after rolling was 3 mm. No.
  • the start temperature was 430 to 450 ° C.
  • the end temperature was 300 to 330 ° C.
  • the plate thickness after rolling was 3 mm.
  • the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface and the simple Si and Mg—Si intermetallic compounds occupying the surface
  • polishing was performed using an unbroken portion, and the area ratio of the intermetallic compound was measured as described later.
  • the hot-rolled sheet after hot rolling is measured or the blank after straight annealing is measured, the value of the area ratio of the intermetallic compound does not change.
  • the cold rolling process was performed so that the plate thickness after rolling was 1 mm.
  • the substrate was punched out of a cold rolled plate into an annular shape (corresponding to the dimensions of a 3.5 inch HDD) having an inner diameter of 24 mm and an outer diameter of 96 mm.
  • the straightening annealing process was performed by stacking an annular substrate between spacers having high flatness and annealing the whole substrate while applying pressure.
  • the annealing temperature was 400 ° C., and the annealing time was 3 hours.
  • the temperature rising rate and the high temperature rate during the straightening annealing were both set to 80 ° C./hour.
  • the blank was manufactured by performing from the casting process to the straightening annealing process.
  • the inner diameter and the outer diameter of the blank were each cut by 1 mm.
  • the blank after the end face processing described above is set in the pocket of the carrier set in advance on the double-side grinding machine, and the target plate thickness is obtained by using a PVA grindstone (No. 4000 manufactured by NIPPON KENKEN Co., Ltd.). Grinding (mirror finishing) was performed until A substrate was manufactured by performing this mirror finishing process.
  • the absolute maximum length of the intermetallic compound on the surface is the distance between the two most distant points on the corresponding particle recognized by observation with the SEM COMPO image when calculating the area ratio of the intermetallic compound in the surface. was measured.
  • the Young's modulus is based on JIS Z 2280: 1993 (high temperature Young's modulus test method for metal materials), and a test piece having a thickness of 60 mm ⁇ 10 mm ⁇ 1 mm with the parallel direction of rolling as the longitudinal direction is prepared. And measured. The measurement was performed by a free resonance method at room temperature in an air atmosphere using a JERT type manufactured by Nippon Techno Plus Co., Ltd. as a test apparatus.
  • a sample having a Young's modulus of 80 GPa or more was evaluated as “ ⁇ ”, a sample having a Young's modulus of 73 GPa or more and less than 80 GPa was evaluated as “ ⁇ ”, and a sample having a Young's modulus of less than 73 GPa was evaluated as “X”. ⁇ and ⁇ are acceptable and ⁇ is unacceptable.
  • the manufactured substrate was degreased at 70 ° C. for 5 minutes with an alkaline cleaner (AD-68F, manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.) and then washed with pure water.
  • an acid etching treatment was performed at 68 ° C. for 2 minutes with a soft etching agent (AD-101F manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.), and then washed with pure water.
  • desmut treatment was performed with 30% nitric acid, and subsequently, zincate treatment was performed at 20 ° C.
  • Ni—P plating solution Ni—P plating solution (Nimden (registered trademark) HDX manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.), electroless Ni—P plating treatment is performed at 90 ° C. for 2 hours, and an electroless thickness of about 10 ⁇ m. A Ni—P plating film was formed.
  • the plating surface of the substrate on which the electroless Ni-P plating film is formed is an objective lens x 50, FOV x 1, VSI mode using a ContourGT X3 (non-contact three-dimensional optical interference type surface shape roughness meter) manufactured by Bruker.
  • the surface was measured.
  • the number of pits having a width of 3 ⁇ m or more and a depth of 1 ⁇ m or more on the plated film surface is 0 to 4 / mm 2 is “ ⁇ ”, 5 to 10 / mm 2 is “ ⁇ ”, and 11 / mm 2
  • the above was evaluated as “x”. ⁇ and ⁇ are acceptable and ⁇ is unacceptable.
  • the substrate after the formation of the electroless Ni—P plating film is made up of a colloidal silica-based slurry (DISKLITE Z5601A manufactured by Fujimi Incorporated Co., Ltd.) and a pad (N0058 72D manufactured by Kanebo Co., Ltd. (now Aion Co., Ltd.)). Even when the surface was used for evaluation, the evaluation result after the formation of the electroless Ni—P plating film was not different.
  • the amount of Si exceeded the upper limit and the amount of Mg was relatively large, so that the total area ratio of the single Si and the Mg—Si intermetallic compound in the surface exceeded the upper limit. Therefore, no. In the substrate according to No. 14, the number of pits in the electroless Ni—P plating film formed on the surface increased, and the smoothness was poor.
  • the substrate according to No. 14 had a low yield strength and a poor strength.
  • the substrate according to No. 15 had a low Young's modulus and poor rigidity because the amount of Mg exceeded the upper limit. No. The substrate according to No.
  • the substrates according to 24-27 had a lower Young's modulus and inferior rigidity because the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface was less than the lower limit. No. In the substrates according to 24-27, the total area ratio of single Si and Mg—Si intermetallic compounds in the surface exceeded the upper limit, so the number of pits in the electroless Ni—P plating film formed on the surface increased. And the smoothness was inferior. No. The substrates according to 24-27 had low yield strength and poor strength.
  • No. The substrates according to 17 to 23 could not be produced because hot cracking occurred (all were comparative examples). Specifically, no. Since the total amount of Fe, Mn, and Ni exceeded the upper limit, the substrate according to No. 17 was hot cracked. No. The substrate according to No. 18 had hot cracks because the Fe amount exceeded the upper limit. No. The substrate according to No. 19 had hot cracks because the amount of Mn exceeded the upper limit. No. The substrate according to No. 20 was hot cracked because the Ni content exceeded the upper limit. No. Since the amount of Cu exceeded the upper limit, the substrate which concerns on 21 produced the hot crack. No. The substrate according to No. 22 had hot cracks because the Zn content exceeded the upper limit. No. In the substrate according to No. 23, the amount of Cu and the amount of Zn exceeded the upper limit, so hot cracking occurred.
  • the substrate was manufactured by performing a casting process, a homogenizing heat treatment process, a hot rolling process, a cold rolling process, a punching process, a straightening annealing process, an end face machining process, and a mirror surface machining process in this order. Specific conditions for each step are as follows.
  • the homogenization heat treatment step is No. Nos. 28 to 56 were conducted at 540 ° C. for 8 hours. 57 to 60 were carried out at 450 ° C. for 8 hours, and hot rolling was started within 5 minutes after removal from the furnace.
  • the hot rolling process is No. For 28 to 56, the start temperature was 520 to 540 ° C., the end temperature was 300 to 330 ° C., and the plate thickness after rolling was 3 mm. No.
  • the start temperature was 430 to 450 ° C.
  • the end temperature was 300 to 330 ° C.
  • the thickness after rolling was 3 mm.
  • the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface and the simple Si and Mg—Si intermetallic compounds occupying the surface
  • polishing was performed using an unbroken portion, and the area ratio of the intermetallic compound was measured as described later.
  • the value of the area ratio of an intermetallic compound does not change even if it measures the blank after a straightening annealing even if it measures the hot rolled sheet after hot rolling.
  • the cold rolling process, the punching process, the straightening annealing process, the end surface processing process, and the mirror surface processing process were performed under the same conditions as in the example according to the first embodiment, thereby manufacturing a substrate.
  • the substrate according to No. 40 had a low Young's modulus and poor rigidity because the Mg amount exceeded the upper limit.
  • the total area ratio of simple substance Si and Mg—Si based intermetallic compound occupying the surface exceeded the upper limit. Therefore, no.
  • the substrate according to No. 41 was inferior in smoothness due to an increase in the number of pits in the electroless Ni—P plating film formed on the surface.
  • the substrate according to No. 41 had a low yield strength and a poor strength.
  • No. The substrate according to No. 42 had a low Young's modulus and poor rigidity because the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface was less than the lower limit.
  • No. The substrates according to 43 to 56 could not be produced because hot cracking occurred (all were comparative examples). Specifically, no. The substrate according to No. 43 had hot cracks because the amount of Mn exceeded the upper limit. No. In the substrate according to No. 44, the amount of Ni exceeded the upper limit, and the total amount of Fe, Mn, and Ni exceeded the upper limit, so hot cracking occurred. No. In the substrate according to No. 45, since the total amount of Fe, Mn and Ni exceeded the upper limit, hot cracking occurred. No. The substrate according to No. 46 had hot cracks because the Fe amount exceeded the upper limit. No. In the substrates according to 47 to 49, the total amount of Cr, Ti and Zr exceeded the upper limit, so hot cracking occurred. No.
  • the substrate according to No. 50 had hot cracks because the Cr amount exceeded the upper limit. No. In the substrate according to No. 51, since the Ti amount exceeded the upper limit, hot cracking occurred. No. The substrate according to No. 52 had hot cracks because the amount of Zr exceeded the upper limit. No. Since the total amount of Cr, Ti, and Zr exceeded the upper limit, the substrate according to No. 53 was hot cracked. No. In the substrate according to No. 54, since the amount of Cu exceeded the upper limit, hot cracking occurred. No. The substrate according to No. 55 had hot cracks because the Zn content exceeded the upper limit. No. In the substrate according to 56, the amount of Cu and the amount of Zn exceeded the upper limit, so hot cracking occurred. In addition, No. in which hot cracking occurred. In all of the substrates according to 43 to 56, the area ratio of the intermetallic compound occupying the surface exceeded the upper limit.

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Abstract

本発明の一実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ：３．００質量％以下、Ｓｉ：１．００質量％以下であり、Ｆｅ：６．０質量％以下、Ｍｎ：１０．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が１０．０質量％以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下であることとした。

Description

磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
　本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートに関する。
　コンピュータやハードディスクドライブ（ＨＤＤ）などの記録媒体としてアルミニウム（Ａｌ）合金製の磁気ディスクが使用されている。このような磁気ディスクは、板材の表面を鏡面加工し、脱脂処理、酸エッチング処理、デスマット処理、１ｓｔジンケート処理、硝酸剥離処理、２ｎｄジンケート処理、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理が順に行われた後、磁性膜や保護膜等を形成することで製造される。
　記録容量の大容量化の要請から、内部に搭載する磁気ディスク枚数を増やしたいという要求（ニーズ）がある。当該ニーズに応えるため、磁気ディスクの薄肉化が検討されているが、磁気ディスクを薄肉化するとＨＤＤで回転させたときに発生する振動が大きくなり易いという問題がある。一方、ガラス製基板は元々高剛性であるが、平坦とするための生産コスト（研削）に劣るという問題がある。このような問題を解決するため、生産コストに優れるアルミニウム圧延板を適用する磁気ディスクブランクを高剛性化するニーズがある。
　高剛性化を目的とした磁気ディスクに関する発明が、例えば、特許文献１に開示されている。当該特許文献１に記載の発明は、Ａｌ合金マトリックス中にセラミックス粒子またはセラミックス繊維のうちの少なくとも一方を体積比で５～５０％分散させるというものである。
　なお、この特許文献１には、当該磁気ディスクに用いられるＡｌ合金板を次のようにして製造したことが記載されている。すなわち、マトリックス粒子としてアトマイズ法によって得られた純Ａｌ粒子と、強化繊維としてＡｌ２Ｏ３粒子と、を用意し、これらを一に混合する（繊維体積比１５％）。この混合物を成形型に入れ溶融温度付近でＨＩＰ（Hot Isostatic Pressing）処理後、熱間圧延を行って所定の板厚の板を製造する旨が記載されている。なお、この方法では一枚ずつ処理せざるを得ないので、生産コストに劣るというガラス製基板と同様の問題がある。
日本国特開昭６３－１８３１４６号公報
　前記したように、特許文献１に記載の発明は、マトリックス粒子と強化繊維とを混合して溶融温度付近でＨＩＰ処理を行って得られたものであるので、マトリックス粒子と強化繊維との密着性が十分でないおそれがある。そのため、特許文献１に記載されているＡｌ合金板には、板表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性を近年の記録密度を満足できる程に高くすることができないおそれがある。
　また、前記したように、生産コストに優れるアルミニウム圧延板を適用する磁気ディスクブランクを高剛性化するニーズがある。
　本発明は前記状況に鑑みてなされたものであり、剛性（例えば、ヤング率）、および表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートを提供することを課題とする。
　本発明者は、前記課題を解決するため鋭意研究した結果、金属間化合物の面積率を高くすることによって基板全体の剛性を向上できることを見出した。また、本発明者は、金属間化合物には、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物のように、表面上に無電解Ｎｉ－Ｐめっきが表面に析出しないものと、これら以外の金属間化合物のように、表面上に無電解Ｎｉ－Ｐめっきが表面に析出するものと、があることを見出した。そして、本発明者は、無電解Ｎｉ－Ｐめっきが表面に析出する金属間化合物の面積率を選択的に高くすることにより、剛性を高めつつ同時にめっき欠陥の発生を抑制できることを見出し、本発明を完成するに至った。
　前記課題を解決した本発明の一実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ：３．００質量％以下、Ｓｉ：１．００質量％以下であり、Ｆｅ：６．０質量％以下、Ｍｎ：１０．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が１０．０質量％以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下であることとした。
　このように、本実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇを所定値以下とし、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを所定量含有しており、また、表面に占める金属間化合物の面積率を所定の範囲としているので、剛性に優れたものとすることができる。また、Ｓｉを所定値以下としているので、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成を抑制でき、剛性に優れたものとすることができる。また、本実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計を所定値以下としているので、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜に形成されるピット数をより低減でき、めっき膜の平滑性に優れたものとすることができる。
　また、前記課題を解決した本発明の他の一実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ：３．００質量％以下、Ｓｉ：１．００質量％以下であり、Ｆｅ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｎｉ：５．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が８．０質量％以下であり、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｚｒ：２．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が２．０質量％以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下であることとした。
　このように、本実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇを所定値以下とし、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉと、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒとをそれぞれ所定量含有し、また、表面に占める金属間化合物の面積率を所定の範囲としているので、剛性に優れている。また、Ｓｉを所定値以下としているので、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成を抑制でき、剛性に優れたものとすることができる。さらに、本実施形態に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計を所定値以下としているので、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜に形成されるピット数をより低減でき、めっき膜の平滑性に優れたものとすることができる。
　本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、ヤング率が７３ＧＰａ以上、耐力が９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、ヤング率を所定値以上とすることにより、剛性に優れたものとすることができる。また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、耐力を所定値以上とすることにより、磁気ディスクとして要求される耐衝撃性を維持できる程度の強度が得られる。
　本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、表面における前記金属間化合物の絶対最大長が５０μｍ以下であることが好ましい。
　このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、表面における前記金属間化合物の絶対最大長を所定値以下とすることにより、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性をより優れたものとすることができる。
　本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｃｕ：０．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｚｎ：０．１質量％以上１０．０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有することが好ましい。
　このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、ＣｕおよびＺｎをさらに所定量含有することにより、ブランク（サブストレート）の表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性をさらに優れたものとすることができる。
　本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記したうちのいずれか一つに記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクを用いたこととした。
　このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記した本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクを用いているので、剛性、および表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性に優れたものとすることができる。
　本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、剛性、および表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性に優れている。
　以下、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート（以下、それぞれ単に「ブランク」および「サブストレート」と呼称する場合がある）を実施するための形態について詳細に説明する。ここで、本発明に係るブランクには、以下に詳述する第１の実施形態に係るブランク及び第２の実施形態に係るブランクが包含される。
［第１の実施形態に係るブランク］
　はじめに、本発明の第１の実施形態に係るブランクについて説明する。
　本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ：３．００質量％以下、Ｓｉ：１．００質量％以下としている。また、本実施形態に係るブランクは、Ｆｅ：６．０質量％以下、Ｍｎ：１０．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量を１０．０質量％以下としている。さらに、本実施形態に係るブランクの化学組成のうち残部はＡｌおよび不可避的不純物からなり、本実施形態に係るブランクは前記した化学組成のアルミニウム合金を用いて所定の形状に形成されている。
　そして、本実施形態に係るブランクは、表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％、かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下という構成としている。
（Ｍｇ）
　Ｍｇは、単独で含有させるとブランクの耐力を向上できる。ただし、Ｍｇが増加するに従ってヤング率が低下するので、Ｍｇが３．００質量％を超えるとヤング率を７３ＧＰａ以上とするのが困難になる。そのため、Ｍｇは３．００質量％以下とする。なお、ブランクのヤング率を高く維持する観点から、Ｍｇは２．００質量％以下であるのが好ましく、１．００質量％以下であるのがより好ましい。
　また、Ｍｇは、後記するようにＳｉと結合し、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなるため、これを抑制する観点から、前記したように３．００質量％以下とする。Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物を抑制するという観点からするとＭｇ量は低いほど望ましいが、Ｍｇの下限を抑えるためにはＭｇ量の低い高純度の原料を用いる必要があり、コスト増になる。本発明においては、Ｍｇ量を０．００５質量％程度まで抑制できていれば十分Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成を抑制できるため、Ｍｇ量の下限を設ける場合は０．００５質量％とするのが好ましい。
（Ｓｉ）
　Ｓｉは、通常、地金不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、Ａｌ合金の鋳塊を鋳造する工程において、Ａｌ合金の鋳塊や板表面に単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。
　Ｓｉが１．００質量％を超えると、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなり過ぎる。このようになると、ブランクとして必要なレベルの耐力を維持できない場合がある。さらに、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物上には無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜が被覆しないため、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜形成後の平滑性に劣ることとなる。そのため、Ｓｉは１．００質量％以下とする。Ｓｉ量は少ないほど好ましく、０．２０質量％以下であるのが好ましく、０．１０質量％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓｉを０．００５質量％未満とするには高純度な地金を用いる必要があり、非常に高コストとなるため現実的ではない。よって、Ｓｉ量の下限を設ける場合は０．００５質量％とするのが好ましい。
（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ）
　本実施形態においては、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの少なくとも１種を含有することによって、ブランクのヤング率が向上する。ただし、Ｆｅ＞６．０質量％、Ｍｎ＞１０．０質量％、Ｎｉ＞１０．０質量％のうち１条件でも該当するか、Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＞１０．０質量％であると、圧延ができなくなる。つまり、過剰に金属間化合物が増え延性が低下し、熱間圧延で熱間圧延板に割れ（以下、単に「熱間割れ」と呼称する場合がある）が生じる。そのため、Ｆｅ：６．０質量％以下、Ｍｎ：１０．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≦１０．０質量％を満たすものとする。
　なお、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを過剰に添加した場合、粗大晶が生じ易くなる。粗大晶は、めっきの前処理工程において脱落した場合、めっき欠陥になることがあるため、めっき平滑性の観点から、Ｆｅ≦２．０質量％、Ｍｎ≦２．０質量％、Ｎｉ≦２．０質量％であるのが好ましく、Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≦４．０質量％であるのが好ましい。一方、ヤング率を確保する観点から、１．３質量％≦Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉとするのが好ましい。
（残部）
　本実施形態に係るブランクを構成する化学組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＡｌおよび不可避的不純物（先に説明したＳｉ以外の不可避的不純物）である。不可避的不純物は、材料の溶解時に不可避的に混入する不純物であり、ブランクの諸特性を害さない範囲で含有される。このような不可避的不純物としては、例えば、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｒなどが挙げられる。不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。従って、本実施形態においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で、本明細書で説明した元素以外の元素などを積極的に含有させてもよい（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる。）。また、本実施形態においては、残部成分としてＣｕおよびＺｎをそれぞれ０．１質量％未満の範囲で含んでもよい。
　なお、本実施形態に係るブランクの化学組成は、例えば、Ａｌ合金を溶解する際に添加する元素の添加量を適宜調節することができる。また、不可避的不純物の含有量の調整（規制）は、例えば、三層電解法により精錬した地金を使用したり、偏析法を利用してこれらを排除したりすることができる。
（表面に占める金属間化合物の面積率）
　表面に占める金属間化合物としては、例えば、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｍｎ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｎｉ系金属間化合物などが挙げられる。また、後記するように、Ｃｕ、Ｚｎを本実施形態で規定する含有量で含有する場合は、Ａｌ－Ｃｕ系金属間化合物、Ａｌ－Ｚｎ系金属間化合物などが挙げられる。なお、本発明においては、単体Ｓｉも金属間化合物と同様に扱う。
　表面に占める前記した金属間化合物の面積率を５％以上とすることにより、ブランクのヤング率を７３ＧＰａ以上とすることができる。これに対し、当該面積率が５％未満であると、ブランクのヤング率を７３ＧＰａ以上とすることができない。また、当該面積率が４０％を超えると、熱間割れが生じたり、表面欠陥が生じたりする。そのため、本実施形態では、当該面積率を５～４０％とする。ブランクのヤング率をより高くする観点から、当該面積率は１０％以上であるのが好ましく、１５％以上であるのがより好ましい。また、より優れた表面性状を得る観点から、当該面積率は３８％以下であるのが好ましく、３５％以下であるのがより好ましい。
　当該面積率は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを本明細書で説明する含有量とすることにより調整でき、Ｃｕ、Ｚｎを含有する場合は、これらを本明細書で説明する含有量とすることにより調整できる（なお、Ｃｕ、Ｚｎについては後述する）。
（表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計）
　前記した金属間化合物のうち、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物上には前記したように無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜が被覆しない。そのため、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が多いと、ブランク（サブストレート）の表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜にピットが多く形成され、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜形成後の平滑性が劣ることとなる。また、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が多い場合、磁気ディスク用アルミニウム合金の耐力を９０ＭＰａ以上とすることが難しくなる。従って、本実施形態では、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計を１．０％以下とする。これらの面積率の合計は少ないほど好ましく、例えば、０．９％以下や０．１％未満であるのが好ましい。
　なお、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計は、Ｓｉ量を前記した含有量以下とすることにより制御できる。
　表面に占める前記した各金属間化合物（単体Ｓｉを含む）の面積率は、次のようにして求めることができる。例えば、日本電子株式会社製ＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope、型式ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用い、加速電圧を１５ｋＶとする。そして、付属の分析システム“Analysis Station 3,8,0,31”と、粒子解析ソフト“ＥＸ－３５１１０ 粒子解析ソフトウエアVer．3.84”と、を用い、ＦＥ－ＳＥＭで得られた組成像における単体Ｓｉ、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物などの面積率を算出することができる。
［第２の実施形態に係るブランク］
　つづいて、第２の実施形態に係るブランクについて説明する。
　本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ：３．００質量％以下、Ｓｉ：１．００質量％以下としている。また、本実施形態に係るブランクは、Ｆｅ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｎｉ：５．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量を８．０質量％以下としている。さらに、本実施形態に係るブランクは、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｚｒ：２．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量を２．０質量％以下としている。本実施形態に係るブランクの化学組成のうち残部はＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いて所定の形状に形成されている。
　そして、本実施形態に係るブランクは、表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下という構成としている。
（Ｍｇ）
　Ｍｇは、単独で含有させると、ブランクの耐力を向上できる。ただし、Ｍｇが増加するに従ってヤング率が低下するので、Ｍｇが３．００質量％を超えるとヤング率を７３ＧＰａ以上とするのが困難になる。そのため、Ｍｇは３．００質量％以下とする。なお、ブランクのヤング率を高く維持する観点から、Ｍｇは２．００質量％以下であるのが好ましく、１．００質量％以下であるのがより好ましい。
　また、Ｍｇは、後記するようにＳｉと結合し、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなるため、これを抑制する観点から、前記したように３．００質量％以下とする。Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物を抑制するという観点からするとＭｇ量は低いほど望ましいが、Ｍｇの下限を抑えるためにはＭｇ量の低い高純度の原料を用いる必要があり、コスト増になる。本実施形態においては、Ｍｇ量を０．００５質量％程度まで抑制できていれば十分Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成を抑制できるため、Ｍｇ量の下限を設ける場合は０．００５質量％とするのが好ましい。
（Ｓｉ）
　Ｓｉは、通常、地金不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、Ａｌ合金の鋳塊を鋳造する工程において、Ａｌ合金の鋳塊や板表面に単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。
　Ｓｉが１．００質量％を超えると、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなる。単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の生成量が多くなり過ぎると、ブランクとして必要なレベルの耐力を維持できない場合がある。さらに、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物上には無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜が被覆しないため、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜形成後の平滑性に劣ることとなる。そのため、Ｓｉは１．００質量％以下とする。Ｓｉ量は少ないほど好ましく、０．２０質量％以下であるのが好ましく、０．１０質量％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓｉを０．００５質量％未満とするには高純度な地金を用いる必要があり、非常に高コストとなるため現実的ではない。よって、Ｓｉ量の下限を設ける場合は０．００５質量％とするのが好ましい。
（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ）
　本実施形態においては、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの少なくとも１種を含有することによって、ブランクのヤング率が向上する。ただし、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの少なくとも１種が単独で５．０質量％を超えるか、２種以上の合計が８．０質量％を超えると、圧延ができなくなる。つまり、過剰に金属間化合物が増え延性が低下し、熱間圧延で熱間圧延板に割れ（以下、単に「熱間割れ」と呼称する場合がある）が生じる。そのため、Ｆｅ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｎｉ：５．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量を８．０質量％以下とする。
　なお、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを過剰に添加した場合、粗大晶が生じ易くなる。粗大晶は、めっきの前処理工程において脱落した場合、めっき欠陥になることがあるため、めっき平滑性の観点から、Ｆｅは２．０質量％以下、Ｍｎは２．０質量％以下、Ｎｉは２．０質量％以下であるのが好ましく、また、その合計量は４．０質量％以下であるのが好ましい。一方、ヤング率を確保する観点から、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉの合計量は０．７質量％以上であるのが好ましい。
（Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ）
　本実施形態においては、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも１種を含有することにより、巨晶の発生を抑制し、ブランク（サブストレート）の表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜が優れたものとなる。ただし、Ｃｒが２．０質量％を超えたり、Ｔｉが０．５質量％を超えたり、Ｚｒが２．０質量％を超えたり、その合計量が２．０質量％を超えたりすると、熱間割れが生じる。そのため、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｚｒ：２．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が２．０質量％以下とする。
　なお、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒを過剰に添加した場合、粗大晶が生じ易くなる。粗大晶は、めっきの前処理工程において脱落した場合、めっき欠陥になることがあるため、めっき平滑性の観点から、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの合計量は０．３質量％以下であるのが好ましい。巨晶の発生をより抑制する観点から、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの合計量は０．１質量％以上であるのが好ましく、０．２質量％以上であるのがより好ましい。
（残部）
　本実施形態に係るブランクを構成する化学組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＡｌおよび不可避的不純物（先に説明したＳｉ以外の不可避的不純物）である。不可避的不純物は、材料の溶解時に不可避的に混入する不純物であり、ブランクの諸特性を害さない範囲で含有される。このような不可避的不純物としては、例えば、Ｖ、Ｂ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｒなどが挙げられる。不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。従って、本実施形態においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で、本明細書で説明した元素以外の元素などを積極的に含有させてもよい（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる。）。また、本実施形態においては、残部成分としてＣｕおよびＺｎを０．１質量％未満で含んでいてもよい。
　なお、本実施形態に係るブランクの化学組成は、例えば、Ａｌ合金を溶解する際に添加する元素の添加量を適宜調節することができる。また、不可避的不純物の含有量の調整（規制）は、例えば、三層電解法により精錬した地金を使用したり、偏析法を利用してこれらを排除したりすることができる。
（表面に占める金属間化合物の面積率）
　表面に占める金属間化合物としては、例えば、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｍｎ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｎｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物、Ａｌ－Ｔｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物などが挙げられる。また、この場合、上記のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物の一部を置換したＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒ系金属間化合物や、Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の一部を置換したＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ系金属間化合物なども対象となる。また、後記するように、Ｃｕ、Ｚｎを本発明で規定する含有量で含有する場合は、Ａｌ－Ｃｕ系金属間化合物、Ａｌ－Ｚｎ系金属間化合物などが挙げられる。なお、本発明においては、単体Ｓｉも金属間化合物と同様に扱う。
　表面に占める前記した金属間化合物の面積率を５％以上とすることにより、ブランクのヤング率を７３ＧＰａ以上とすることができる。これに対し、当該面積率が５％未満であると、ブランクのヤング率を７３ＧＰａ以上とすることができない。また、当該面積率が４０％を超えると、熱間割れが生じたり、表面欠陥が生じたりする。そのため、本実施形態では、当該面積率を５～４０％とする。ブランクのヤング率をより高くする観点から、当該面積率は１０％以上であるのが好ましく、１５％以上であるのがより好ましい。また、より優れた表面性状を得る観点から、当該面積率は３８％以下であるのが好ましく、３５％以下であるのがより好ましい。
　当該面積率は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒを本明細書で説明する含有量とすることにより調整でき、Ｃｕ、Ｚｎを含有する場合は、これらを本明細書で説明する含有量とすることにより調整できる（なお、Ｃｕ、Ｚｎについては後述する）。
（表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計）
　前記した金属間化合物のうち、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物上には前記したように無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜が被覆しない。そのため、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が多いと、ブランク（サブストレート）の表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜にピットが多く形成され、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜形成後の平滑性が劣ることとなる。また、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が多い場合、磁気ディスク用アルミニウム合金の耐力を９０ＭＰａ以上とすることが難しくなる。従って、本実施形態では、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計を１．０％以下とする。これらの面積率の合計は少ないほど好ましく、例えば０．９％以下や０．１％未満であることが好ましい。
　なお、単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計は、Ｓｉ量を前記した含有量以下とすることにより制御できる。
　表面に占める前記した各金属間化合物（単体Ｓｉを含む）の面積率は、次のようにして求めることができる。例えば、日本電子株式会社製ＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope、型式ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用い、加速電圧を１５ｋＶとする。そして、付属の分析システム“Analysis Station 3,8,0,31”と、粒子解析ソフト“ＥＸ－３５１１０ 粒子解析ソフトウエアVer．3.84”と、を用い、ＦＥ－ＳＥＭで得られた組成像における単体Ｓｉ、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物などの面積率を算出することができる。
（ヤング率）
　ヤング率は、材料が弾性的に挙動する場合の応力と歪の比であり、本発明においては、薄肉化した磁気ディスクをＨＤＤで回転させたときの振動の発生に影響する。ヤング率が７３ＧＰａ以上であると、高剛性であるので、薄肉化した磁気ディスクの振動を確実に抑制できる。そのため、本発明では、ヤング率は７３ＧＰａ以上が好ましい。薄肉化した磁気ディスクの振動をより抑制する観点から、ヤング率は高いほど好ましい。例えば、ヤング率は７５ＧＰａ以上が好ましく、８０ＧＰａ以上がより好ましく、８３ＧＰａ以上がさらに好ましく、８５ＧＰａ以上がよりさらに好ましい。なお、ヤング率８０ＧＰａはガラス製基板相当となる。
　第１の実施形態に係るブランクにおいては、ヤング率は、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉを本明細書で説明する含有量とすること、および表面に占める金属間化合物の面積率を所定範囲とすることにより調整できる。
　第２の実施形態に係るブランクにおいては、ヤング率は、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒを本明細書で説明する含有量とすること、および表面に占める金属間化合物の面積率を所定範囲とすることにより調整できる。
　ヤング率は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２８０：１９９３（金属材料の高温ヤング率試験方法）に準拠して、圧延平行方向を長手方向とする６０ｍｍ×１０ｍｍ×１ｍｍ厚の試験片を作製し、その試験片を用いることにより測定できる。具体的には、前記ＪＩＳ規定の方法に則り、大気雰囲気下、室温にて自由共振法により測定できる。試験装置は、日本テクノプラス社製ＪＥ－ＲＴ型を用いるのが好ましい。
（耐力）
　耐力は、ブランクとして（さらにはサブストレートおよび磁気ディスクとして）十分な強度を得るため、９０ＭＰａ以上が好ましい。耐力が９０ＭＰａ未満であると、ブランクとして十分な強度が得られない。耐力は、ブランクとしてより高い強度を得る観点から、１００ＭＰａ以上が好ましく、１１０ＭＰａ以上がより好ましく、１２０ＭＰａ以上がさらに好ましく、１３０ＭＰａ以上がよりさらに好ましい。
　耐力は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｇなどの添加量を前記所定量の範囲で添加し、焼鈍条件を調整して、各金属間化合物の生成量やマトリックス中の固溶量を制御することにより調整できる。
　耐力は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に準拠し、圧延平行方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を作製して金属材料引張試験を行うことで求められる。なお、ブランクやサブストレートから当該試験片を作製することが困難な場合は、例えば、製造途中の冷間圧延板の一部を切り出し、矯正焼鈍に相当する３２０℃、３時間の焼鈍を行った後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に準拠し、圧延平行方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を作製して金属材料引張試験を行うことにより求められる。なお、ブランクからＪＩＳ５号試験片に相似する寸法比に縮小した試験片を作製し測定しても同じ値となる。
（表面における金属間化合物の絶対最大長）
　前記した表面における金属間化合物の絶対最大長は５０μｍ以下が好ましい。このようにすると、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の形成を好適に行えるため、めっき膜の膜厚を薄くできる。また、金属間化合物が微細であるので、耐力が向上する。なお、「絶対最大長」とは、例えば、ＳＥＭのＣＯＭＰＯ像などで観察した際に認識される該当粒子上で、最も離れた２点間の距離をいう。金属間化合物の絶対最大長が小さいほど粗大晶の脱落に伴うめっき欠陥の発生リスクを低減できる。このような観点から、金属間化合物の絶対最大長は３０μｍ以下がより好ましく、２５μｍ以下がさらに好ましく、２０μｍ以下がさらにより好ましい。
　第１の実施形態に係るブランクにおいては、金属間化合物の絶対最大長は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉなどを本明細書で説明する含有量とすることにより調整できる。
　第２の実施形態に係るブランクにおいては、金属間化合物の絶対最大長は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒなどを本明細書で説明する含有量とすることにより調整できる。
　また、本発明に係るブランクには、前記した化学組成に関して、さらに諸特性を向上させるために種々の元素が添加されていてもよい。
（Ｃｕ、Ｚｎ）
　本発明に係るブランクの化学組成には、Ｃｕ：０．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｚｎ：０．１質量％以上１０．０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有させてもよい。
　ＣｕおよびＺｎは、ブランク（サブストレート）中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（サブストレート）の表面へ均一に微細析出させる。従って、ブランク（サブストレート）の無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜に形成されるピット数がより低減し、めっき膜の平滑性がより優れたものとなる。このような効果を得るためには、前記したように、Ｃｕは０．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｚｎは０．１質量％以上１０．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有させればよい。Ｃｕ量およびＺｎ量がそれぞれ１０．０質量％を超えると、金属間化合物の生成量が増えるため、熱間割れが生じるおそれがある。
　以上に説明した第１の実施形態および第２の実施形態に係るブランクは、化学組成と、表面に占める金属間化合物の面積率と、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計と、を前記したようにそれぞれ特定している。そのため、第１の実施形態および第２の実施形態に係るブランクはいずれも剛性、および表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性に優れている。
［サブストレート］
　本実施形態に係るサブストレートは、前記した第１の実施形態または第２の実施形態に係るブランクを用いたものである。具体的には、本実施形態に係るサブストレートは、前記したブランクの表面を平滑化加工（研削加工、鏡面加工）することにより製造される。
　ここで、本実施形態に係るサブストレートは、前記したブランクと平滑化加工されているか否かが異なるだけで、同様の化学組成および金属組織などの構成を有している。従って、本実施形態に係るサブストレートは、前記したブランクと同様、剛性、および表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性に優れている。
［ブランクの製造方法］
　前記した本発明に係るブランクは、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備により製造できる。例えば、材料を溶解して前記した化学組成に調整し、鋳塊を鋳造する鋳造工程、この鋳塊に対して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程、均質化熱処理を行った鋳塊を熱間圧延して所定の板厚の熱間圧延板を得る熱間圧延工程、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る冷間圧延工程、冷間圧延板から円環状の基板を打ち抜く打ち抜き工程、および、矯正焼鈍を行う矯正焼鈍工程を含む一連の工程に供することにより製造できる。なお、必要に応じて、冷間圧延工程の前か、または冷間圧延工程の途中で中間焼鈍を行ってもよい。
　前記した各工程の具体的な条件の一例を説明すると以下のようになるが、これらに限定されるものではない。
　鋳造工程は、７００～８００℃で材料を溶解し、７００～８００℃で鋳造するのが好ましい。得られた鋳塊は、約２ｍｍ／片面の面削を行うのが好ましい。
　均質化熱処理工程は、４００～６００℃、好ましくは約５４０℃で約８時間行うのが好ましい。
　熱間圧延工程は、均質化熱処理後に連続して行われるが、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物抑制の観点では、開始温度は５１０℃以上が好ましく、終了温度は３００～３５０℃が好ましく、５２０℃から４００℃までは３時間以内に通過するのが好ましい。圧延後の板厚は３ｍｍ以下とするのが好ましい。
　冷間圧延工程は、圧延後の板厚は約１ｍｍとするのが好ましい。
　打ち抜き工程は、冷間圧延板から内径２４ｍｍ、外径９６ｍｍの円環状の基板（３．５インチＨＤＤ用）となるように打ち抜くのが好ましい。なお、２．５インチＨＤＤ用のブランクを製造する場合は、冷間圧延板から内径１９ｍｍ、外径６６ｍｍの円環状の基板となるように打ち抜くのが好ましい。
　矯正焼鈍工程は、高平坦度のスペーサ間に円環状の基板を積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍する。焼鈍温度は３００～５００℃とし、焼鈍時間は３時間とするのが好ましい。また、矯正焼鈍を行う際の昇温速度および高温速度は共に約８０℃／時間とするのが好ましい。
［サブストレートの製造方法］
　前記した本発明に係るサブストレートは、例えば、次のようにして製造することができる。
　まず、ブランクの内径と外径を各１ｍｍずつ切削加工する端面加工を行う。その後、両面研削機に予めセットされたキャリアのポケット内に前記端面加工を行ったブランクをセットする。そして、砥石により目標の板厚になるまで研削加工（鏡面加工）すると、本発明に係るサブストレートを製造することができる（なお、当該サブストレートは、グラインドサブストレートと呼称されることもある。）。
　このようにして製造された本発明に係るサブストレートの化学組成や金属組織などの構成は前記したブランクと同様であるが、鏡面加工を行っているので、ブランクと比較して高い平滑性を具備している。
［磁気ディスクおよびその製造方法］
　このようにして製造したサブストレートの表面を任意の条件で酸エッチング処理し、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜を形成した後、その表面を研磨する（なお、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜を形成したサブストレートは、めっきサブストレートと呼称されることもある。）。次いで、このサブストレート上に、磁気特性を高めるための下地膜、Ｃｏ基合金からなる磁性膜、および磁性膜を保護するためのＣ（カーボン）からなる保護膜などをスパッタリングにより形成することで、磁気ディスクを作製することができる。
　前記した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜、下地膜、磁性膜、保護膜の形成は、磁気ディスクを製造するにあたって一般的に実施される条件で行うことができる。
　なお、ブランクおよびサブストレートなどの製造条件については、例えば、日本国特許第３４７１５５７号公報や日本国特許第５１９９７１４号公報に詳しく記載されている。そのため、ブランクおよびサブストレートを製造するにあたってこれらの文献を参照することもできる。
　また、前記したように、本発明におけるブランクとサブストレートの違いは、研削加工（鏡面加工）を行っているか否かである。そのため、サブストレートに対して行った、表面に占める金属間化合物の面積率、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計値、ヤング率の測定結果および評価結果、耐力の測定結果および評価結果はそのままブランクにおける算出結果や測定結果、評価結果とみなすことができるし、その逆もまた然りである。
　次に、本発明の効果を奏する実施例とそうでない比較例を対比して本発明に係るブランクおよびサブストレートについてより詳細に説明する。
　まず、本発明の第１の実施形態に係る例について説明する。
　表１のＮｏ．１～２７に示す化学組成（質量％）のＡｌ合金を用い、Ｎｏ．１～１６、２４～２７に係るサブストレートを以下のようにして製造した。なお、Ｎｏ．１７～２３は、熱間割れが生じたため、サブストレートを製造できなかった（表２参照）。ここで、表１中の「―」は該当する成分を添加しておらず、検出限界値未満であることを示し、下線は本発明の要件を満たしていないことを示している。また、表１の「Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉの合計量」の算出にあたり、「―」で示されているＦｅ、Ｍｎ、Ｎｉの各含有量は０質量％として計算を行った。
　サブストレートは、鋳造工程、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、打ち抜き工程、矯正焼鈍工程、端面加工工程、鏡面加工工程をこの順で行って製造した。各工程の具体的な条件は以下のとおりである。
　鋳造工程は、７５０℃で材料を溶解し、鋳造した。得られた鋳塊は、２ｍｍ／片面の面削を行った。
　均質化熱処理工程は、Ｎｏ．１～２３については５４０℃で８時間行い、Ｎｏ．２４～２７については４５０℃で８時間行い、炉から取り出した後に５分以内に熱間圧延を開始した。
　熱間圧延工程は、Ｎｏ．１～２３については開始温度を５２０～５４０℃とし、終了温度を３００～３３０℃とし、圧延後の板厚は３ｍｍとなるように行った。Ｎｏ．２４～２７については開始温度を４３０～４５０℃とし、終了温度を３００～３３０℃とし、圧延後の板厚は３ｍｍとなるように行った。なお、この熱間圧延工程で熱間割れが生じたもの（Ｎｏ．１７～２３）については、表面に占める金属間化合物の面積率と、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計と、を調べるため、割れていない部分を用いて研磨し、後記するようにして金属間化合物の面積率などを測定した。なお、熱間圧延後の熱間圧延板を測定しても矯正焼鈍後のブランクを測定しても、金属間化合物の面積率の値は変わらない。
　冷間圧延工程は、圧延後の板厚が１ｍｍとなるように行った。
　打ち抜き工程は、冷間圧延板から、内径２４ｍｍ、外径９６ｍｍの円環状（３．５インチＨＤＤの寸法に相当）に基板を打ち抜いた。
　矯正焼鈍工程は、高平坦度のスペーサ間に円環状の基板を積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍することにより行った。焼鈍温度は４００℃とし、焼鈍時間は３時間とした。また、矯正焼鈍を行う際の昇温速度および高温速度は共に８０℃／時間とした。鋳造工程から矯正焼鈍工程までを行うことでブランクを製造した。
　次いで、端面加工工程は、ブランクの内径と外径を各１ｍｍずつ切削加工した。
　そして、鏡面加工工程は、両面研削機に予めセットされたキャリアのポケット内に前記した端面加工後のブランクをセットし、ＰＶＡ砥石（日本特殊研砥株式会社製 ４０００番）により目標の板厚になるまで研削加工（鏡面加工）した。この鏡面加工工程を行うことでサブストレートを製造した。
　製造したＮｏ．１～１６、２４～２７に係るサブストレートを用いて、表面に占める金属間化合物の面積率と、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計と、を求めると共に、表面における金属間化合物の絶対最大長と、ヤング率と、耐力と、を以下のようにして測定した。また、サブストレートの表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性を以下のようにして評価した。
（表面に占める金属間化合物の面積率、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計）
　表面に占める金属間化合物の面積率、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計は、次のようにして測定した。日本電子株式会社製ＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope、型式ＪＳＭ－７００１Ｆ）を用い、加速電圧を１５ｋＶとし、２００倍で２０視野の組成像を撮像した。そして、付属の分析システム“Analysis Station 3,8,0,31”と、粒子解析ソフト“ＥＸ－３５１１０ 粒子解析ソフトウエアVer．3.84”と、を用い、ＦＥ－ＳＥＭで得られた組成像における単体Ｓｉ、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物などの面積率を算出した。また、算出した金属間化合物の面積率を適宜合計することにより、表面に占める金属間化合物の面積率を算出した。
（表面における金属間化合物の絶対最大長）
　表面における金属間化合物の絶対最大長は、前記表面に占める金属間化合物の面積率を算出する際に、ＳＥＭのＣＯＭＰＯ像で観察して認識された該当粒子上で最も離れた２点間の距離を測定した。
（ヤング率）
　ヤング率は、ＪＩＳ Ｚ ２２８０：１９９３（金属材料の高温ヤング率試験方法）に準拠して、圧延平行方向を長手方向とする６０ｍｍ×１０ｍｍ×１ｍｍ厚の試験片を作製し、その試験片を用いて測定を行った。測定は、試験装置に日本テクノプラス社製ＪＥＲＴ型を用いて、大気雰囲気下、室温にて自由共振法により行った。
　ヤング率が８０ＧＰａ以上のものを「◎」、７３ＧＰａ以上８０ＧＰａ未満のものを「○」、７３ＧＰａ未満のものを「×」と評価した。◎および○が合格であり、×が不合格である。
（耐力）
　なお、製造した円環状のサブストレートから耐力測定用の試験片を製造することは形状や寸法上の理由により困難である。そのため、冷間圧延板の一部を切り出し、矯正焼鈍に相当する４００℃、３時間の焼鈍を行った後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１（金属材料引張試験方法）に準拠して圧延平行方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことにより求めた。
　耐力が１２０ＭＰａ以上のものを「◎」、１００ＭＰａ以上１２０ＭＰａ未満のものを「○」、９０ＭＰａ以上１００ＭＰａ未満のものを「△」、９０ＭＰａ未満のものを「×」と評価した。◎、○および△が合格であり、×が不合格である。なお、ブランクからＪＩＳ５号試験片に相似する寸法比に縮小した試験片を作製し測定しても同じ値となった。
（表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性）
　製造したサブストレートをアルカリ洗浄剤（上村工業株式会社製ＡＤ－６８Ｆ）にて７０℃、５分間の脱脂処理を行った後、純水で洗浄した。次いで、ソフトエッチング剤（上村工業株式会社製ＡＤ－１０１Ｆ）にて６８℃、２分間の酸エッチング処理を行った後、純水で洗浄した。
　そして、３０％硝酸でデスマット処理を行い、さらにこれに続けてジンケート処理液（上村工業株式会社製ＡＤ－３０１Ｆ－３Ｘ）を用いて２０℃、３０秒のジンケート処理を行った。その後、一旦、３０％硝酸でＺｎを溶解させた後に、再度、前記したジンケート処理液を用いて２０℃、１５秒のジンケート処理を行った。そして、Ｎｉ－Ｐめっき液（上村工業株式会社製ニムデン（登録商標）ＨＤＸ）を使用し、９０℃、２時間という条件で無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を行い、厚さが１０μｍ程度の無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜を形成した。
　無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜を形成したサブストレートのめっき表面をブルカー社製ＣｏｎｔｏｕｒＧＴ Ｘ３（非接触３次元光干渉型表面形状粗さ計）を用いて対物レンズ×５０、ＦＯＶ×１、ＶＳＩモードで表面を測定した。めっき膜表面に幅３μｍ以上、深さ１μｍ以上のピットの数が０～４個／ｍｍ２のものを「◎」、５～１０個／ｍｍ２のものを「○」、１１個／ｍｍ２以上のものを「×」と評価した。◎および○が合格であり、×が不合格である。
　なお、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜形成後のサブストレートを、コロイダルシリカ系のスラリー（株式会社フジミインコーポレーティッド製ＤＩＳＫＬＩＴＥ Ｚ５６０１Ａ）と、パッド（カネボウ株式会社（現アイオン株式会社）製のＮ００５８ ７２Ｄ）と、を使用して研磨（ポリッシュ）し、その表面を評価に用いても、前記無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜形成後の評価結果と変わらなかった。
　表２に、Ｎｏ．１～１６、２４～２７に係るサブストレートに対して行った測定結果および評価結果を示す（なお、前記したようにＮｏ．１７～２３に係るサブストレートは熱間割れが生じたため、ヤング率、耐力、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性については評価および測定を行わなかった。）。ここで、表２中の下線は本発明の第１の実施形態の要件を満たしていないことを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、Ｎｏ．１～１３に係るサブストレートは、本発明の第１の実施形態の要件を満たしていたので、本発明の所期の効果を奏することが確認された（いずれも実施例）。
　具体的には、Ｎｏ．２、５、６、１２に係るサブストレートは、ヤング率が良好な結果となり、剛性に優れていることが確認された。また、これらはブランクとして要求される耐力値も満たしていた。
　また、Ｎｏ．１～１３に係るサブストレートは、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性が優れていることが確認された。
　これらの中でも、Ｎｏ．１１～１３に係るサブストレートは、Ｃｕ、Ｚｎを適量含有していたため、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性が高い傾向にあることが確認された。
　他方、表２に示すように、Ｎｏ．１４～１６、２４～２７に係るサブストレートは、本発明の第１の実施形態の要件を満たしていなかったので、本発明の所期の効果を奏することができなかった（いずれも比較例）。例えば、Ｎｏ．１４、２４～２７に係るサブストレートは、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性が劣っていた。Ｎｏ．１５、１６に係るサブストレートは、ヤング率が良好でない結果となり、剛性が劣っていた。
　より具体的には、Ｎｏ．１４に係るサブストレートは、Ｓｉ量が上限を超えており、Ｍｇ量も比較的多めだったため、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が上限を超えていた。そのため、Ｎｏ．１４に係るサブストレートは、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜におけるピット数が増加し、平滑性が劣っていた。また、Ｎｏ．１４に係るサブストレートは、耐力が低く、強度が劣っていた。
　Ｎｏ．１５に係るサブストレートは、Ｍｇ量が上限を超えていたため、ヤング率が低く、剛性が劣っていた。
　Ｎｏ．１６に係るサブストレートは、表面に占める金属間化合物の面積率が下限未満であったため、ヤング率が低く、剛性が劣っていた。
　Ｎｏ．２４～２７に係るサブストレートは、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が上限を超えていたため、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜におけるピット数が増加し、平滑性が劣っていた。また、Ｎｏ．２４～２７に係るサブストレートは、耐力が低く、強度が劣っていた。
　なお、前記したように、Ｎｏ．１７～２３に係るサブストレートは、熱間割れが生じたため製造することができなかった（いずれも比較例）。
　具体的には、Ｎｏ．１７に係るサブストレートは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉの合計量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．１８に係るサブストレートは、Ｆｅ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．１９に係るサブストレートは、Ｍｎ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．２０に係るサブストレートは、Ｎｉ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．２１に係るサブストレートは、Ｃｕ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．２２に係るサブストレートは、Ｚｎ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．２３に係るサブストレートは、Ｃｕ量およびＺｎ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　つづいて、本発明の第２の実施形態に係る例について説明する。
　表３のＮｏ．２８～６０に示す化学組成（質量％）のＡｌ合金を用い、Ｎｏ．２８～４２、５７～６０に係るサブストレートを以下のようにして製造した。なお、Ｎｏ．４３～５６は、熱間割れが生じたため、サブストレートを製造できなかった（表４参照）。ここで、表３中の「―」は該当する成分を添加しておらず、検出限界値未満であることを示し、下線は本発明の要件を満たしていないことを示している。また、表３の「Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉの合計量」および「Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒの合計量」の算出にあたり、「―」で示されている含有量は０質量％として計算を行った。
　サブストレートは、鋳造工程、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、打ち抜き工程、矯正焼鈍工程、端面加工工程、鏡面加工工程をこの順で行って製造した。各工程の具体的な条件は以下のとおりである。
　鋳造工程は、７５０℃で材料を溶解し、鋳造した。得られた鋳塊は、２ｍｍ／片面の面削を行った。
　均質化熱処理工程は、Ｎｏ．２８～５６については５４０℃で８時間行い、Ｎｏ．５７～６０については４５０℃で８時間行い、炉から取り出した後に５分以内に熱間圧延を開始した。
　熱間圧延工程は、Ｎｏ．２８～５６については開始温度を５２０～５４０℃とし、終了温度を３００～３３０℃とし、圧延後の板厚は３ｍｍとなるように行った。Ｎｏ．５７～６０については開始温度を４３０～４５０℃とし、終了温度を３００～３３０℃とし、圧延後の板厚は３ｍｍとなるように行った。なお、この熱間圧延工程で熱間割れが生じたもの（Ｎｏ．４３～５６）については、表面に占める金属間化合物の面積率と、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計と、を調べるため、割れていない部分を用いて研磨し、後記するようにして金属間化合物の面積率などを測定した。なお、金属間化合物の面積率の値は、熱間圧延後の熱間圧延板を測定しても矯正焼鈍後のブランクを測定しても変わらない。
　冷間圧延工程、打ち抜き工程、矯正焼鈍工程、端面加工工程及び鏡面加工工程は、第１の実施形態に係る例と同じ条件で行い、これによりサブストレートを製造した。
　製造したＮｏ．２８～４２、５７～６０に係るサブストレートを用いて、表面に占める金属間化合物の面積率と、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計と、を求めると共に、表面における金属間化合物の絶対最大長と、ヤング率と、耐力と、を第１の実施形態に係る例の場合と同様にして測定した。また、サブストレートの表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性を第１の実施形態に係る例の場合と同様にして評価した。
　表４に、Ｎｏ．２８～４２、５７～６０に係るサブストレートに対して行った測定結果および評価結果を示す（なお、前記したようにＮｏ．４３～５６に係るサブストレートは熱間割れが生じたため、ヤング率、耐力、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性については評価および測定を行わなかった。）。ここで、表４中の下線は本発明の第２の実施形態の要件を満たしていないことを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、Ｎｏ．２８～３９に係るサブストレートは、本発明の第２の実施形態の要件を満たしていたので、本発明の所期の効果を奏することが確認された（いずれも実施例）。
　具体的には、Ｎｏ．２８、２９、３１～３３、３６、３８に係るサブストレートは、ヤング率が良好な結果となり、剛性に優れていることが確認された。また、これらはブランクとして要求される耐力値も満たしていた。
　また、Ｎｏ．２８～３９に係るサブストレートは、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性が優れていることが確認された。
　これらの中でも、Ｎｏ．３９に係るサブストレートは、Ｃｕ、Ｚｎを適量含有していたため、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性が高い傾向にあることが確認された。
　他方、表４に示すように、Ｎｏ．４０～４２、５７～６０に係るサブストレートは、本発明の要件を満たしていなかったので、ヤング率または表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜の平滑性が劣っていることが確認された（いずれも比較例）。
　具体的には、Ｎｏ．４０に係るサブストレートは、Ｍｇ量が上限を超えていたため、ヤング率が低く、剛性が劣っていた。
　Ｎｏ．４１に係るサブストレートは、Ｓｉ量が上限を超えていたため、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が上限を超えていた。そのため、Ｎｏ．４１に係るサブストレートは、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜におけるピット個数が増加し、平滑性が劣っていた。また、Ｎｏ．４１に係るサブストレートは、耐力が低く、強度が劣っていた。
　Ｎｏ．４２に係るサブストレートは、表面に占める金属間化合物の面積率が下限未満であったため、ヤング率が低く、剛性が劣っていた。
　Ｎｏ．５７～６０に係るサブストレートは、表面に占める単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が上限を超えていたため、表面に形成した無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜におけるピット個数が増加し、平滑性が劣っていた。また、Ｎｏ．５７～６０に係るサブストレートは、耐力が低く、強度が劣っていた。
　なお、前記したように、Ｎｏ．４３～５６に係るサブストレートは、熱間割れが生じたため製造することができなかった（いずれも比較例）。
　具体的には、Ｎｏ．４３に係るサブストレートは、Ｍｎ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．４４に係るサブストレートは、Ｎｉ量が上限を超えており、また、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉの合計量も上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．４５に係るサブストレートは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉの合計量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．４６に係るサブストレートは、Ｆｅ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．４７～４９に係るサブストレートは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの合計量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５０に係るサブストレートは、Ｃｒ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５１に係るサブストレートは、Ｔｉ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５２に係るサブストレートは、Ｚｒ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５３に係るサブストレートは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの合計量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５４に係るサブストレートは、Ｃｕ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５５に係るサブストレートは、Ｚｎ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　Ｎｏ．５６に係るサブストレートは、Ｃｕ量およびＺｎ量が上限を超えていたため、熱間割れが生じた。
　なお、熱間割れが生じたＮｏ．４３～５６に係るサブストレートは、いずれも表面に占める前記した金属間化合物の面積率が上限を超えていた。
　本発明を特定の態様を参照して詳細に説明したが、本発明の精神と範囲を離れることなく様々な変更および修正が可能であることは、当業者にとって明らかである。
　なお、本出願は、２０１６年３月２５日付けで出願された日本特許出願（特願２０１６－０６２７４３）、２０１６年４月４日付けで出願された日本特許出願（特願２０１６－０７５１２６）、及び２０１６年１２月８日付けで出願された日本特許出願（特願２０１６－２３８３８０）に基づいており、その全体が引用により援用される。

Claims (6)

  1. 　Ｍｇ：３．００質量％以下、
    　Ｓｉ：１．００質量％以下であり、
    　Ｆｅ：６．０質量％以下、Ｍｎ：１０．０質量％以下、Ｎｉ：１０．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が１０．０質量％以下であり、
    　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
    　表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下
    　であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
  2. 　Ｍｇ：３．００質量％以下、
    　Ｓｉ：１．００質量％以下であり、
    　Ｆｅ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｎｉ：５．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が８．０質量％以下であり、
    　Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｚｒ：２．０質量％以下のうち少なくとも１種を含有すると共に、その合計量が２．０質量％以下であり、
    　残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
    　表面に占める金属間化合物の面積率が５～４０％かつ単体ＳｉおよびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の面積率の合計が１％以下
    　であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
  3. 　ヤング率が７３ＧＰａ以上、耐力が９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
  4. 　表面における前記金属間化合物の絶対最大長が５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
  5. 　Ｃｕ：０．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｚｎ：０．１質量％以上１０．０質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
  6. 　請求項１または請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクを用いたことを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート。
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JP2016238380A JP6684198B2 (ja) 2016-03-25 2016-12-08 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6402229B1 (ja) * 2017-09-28 2018-10-10 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
JP2020076126A (ja) * 2018-11-08 2020-05-21 古河電気工業株式会社 磁気ディスク用ブランク材及びその製造方法
JP2020087485A (ja) * 2018-11-15 2020-06-04 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
WO2020184037A1 (ja) * 2019-03-14 2020-09-17 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP2020153012A (ja) * 2019-03-14 2020-09-24 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01225739A (ja) * 1988-03-03 1989-09-08 Furukawa Alum Co Ltd 磁気ディスク基板用アルミニウム合金
JPH09235640A (ja) * 1996-02-28 1997-09-09 Furukawa Electric Co Ltd:The 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2006152404A (ja) * 2004-11-30 2006-06-15 Kobe Steel Ltd 磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法、磁気ディスク用アルミニウム合金板、および磁気ディスク用アルミニウム合金基板
JP5815153B1 (ja) * 2015-07-02 2015-11-17 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01225739A (ja) * 1988-03-03 1989-09-08 Furukawa Alum Co Ltd 磁気ディスク基板用アルミニウム合金
JPH09235640A (ja) * 1996-02-28 1997-09-09 Furukawa Electric Co Ltd:The 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2006152404A (ja) * 2004-11-30 2006-06-15 Kobe Steel Ltd 磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法、磁気ディスク用アルミニウム合金板、および磁気ディスク用アルミニウム合金基板
JP5815153B1 (ja) * 2015-07-02 2015-11-17 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6402229B1 (ja) * 2017-09-28 2018-10-10 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
WO2019064679A1 (ja) * 2017-09-28 2019-04-04 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
JP2019065320A (ja) * 2017-09-28 2019-04-25 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
US11423937B2 (en) 2017-09-28 2022-08-23 Uacj Corporation Aluminum alloy substrate for magnetic disk, method for producing the same, and magnetic disk using aluminum alloy substrate for magnetic disk
JP2020076126A (ja) * 2018-11-08 2020-05-21 古河電気工業株式会社 磁気ディスク用ブランク材及びその製造方法
JP7145731B2 (ja) 2018-11-08 2022-10-03 古河電気工業株式会社 磁気ディスク用ブランク材及びその製造方法
JP2020087485A (ja) * 2018-11-15 2020-06-04 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
WO2020184037A1 (ja) * 2019-03-14 2020-09-17 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP2020153012A (ja) * 2019-03-14 2020-09-24 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート

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