WO2020059742A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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aluminum alloy
magnetic disk
alloy substrate
mass
substrate
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高太郎 北脇
誠 米光
中山　賢
公恵 今川
英之 畠山
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株式会社Uacj
古河電気工業株式会社
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    • G11B5/73911—Inorganic substrates
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    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having good fluttering characteristics, a method for manufacturing the same, and a magnetic disk using the aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • a magnetic disk used for a storage device of a computer is manufactured using a substrate having good plating properties and excellent mechanical properties and workability.
  • JIS5086 Mg: 3.5 to 4.5 mass%, Fe: 0.50 mass% or less, Si: 0.40 mass% or less, Mn: 0.20 to 0.70 mass%, Cr: 0.05 to 0. 25 mass%, Cu: 0.10 mass% or less, Ti: 0.15 mass% or less, and Zn: 0.25 mass% or less (the balance is composed of Al and unavoidable impurities).
  • JIS5086 Mg: 3.5 to 4.5 mass%, Fe: 0.50 mass% or less, Si: 0.40 mass% or less, Mn: 0.20 to 0.70 mass%, Cr: 0.05 to 0. 25 mass%, Cu: 0.10 mass% or less, Ti: 0.15 mass% or less, and Zn: 0.25 mass% or less (the balance is composed of Al and unavoidable impurities).
  • General magnetic disk production is performed by first preparing an annular aluminum alloy substrate, plating the aluminum alloy substrate, and then attaching a magnetic substance 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 material having a predetermined chemical composition is cast, the ingot is hot-rolled, and then cold-rolled to produce a rolled material having a required thickness as a magnetic disk. This rolled material is preferably subjected to annealing during cold rolling if necessary. Next, this rolled material is punched in an annular shape, and in order to remove distortions and the like caused by the manufacturing process, an aluminum alloy plate having an annular shape is laminated, and flattened by annealing while applying pressure from both surfaces at both ends. Is performed to produce an annular aluminum alloy substrate.
  • the annular aluminum alloy substrate thus produced is subjected to cutting, grinding, degreasing, etching, and zincate treatment (Zn substitution treatment) as pretreatment, and then Ni-P, which is a hard nonmagnetic metal, as a base treatment.
  • Zn substitution treatment zincate treatment
  • the plating surface is polished, and a magnetic material is sputtered on the Ni—P electroless plating surface to produce an aluminum alloy magnetic disk.
  • a magnetic disk is required to have a large capacity, a high density, and a high speed due to needs of multimedia and the like.
  • the number of magnetic disks mounted on the storage device has been increasing, and accordingly, the thickness of the magnetic disks has been required to be reduced.
  • Patent Document 1 proposes a magnetic disk device in which an air spoiler is installed on the upstream side of an actuator. This air spoiler reduces the wind turbulence of the magnetic head by weakening the airflow toward the actuator on the magnetic disk. The air spoiler also suppresses disk flutter by weakening the airflow over the magnetic disk. Further, Patent Literature 2 proposes a method of improving the rigidity by containing a large amount of Si that contributes to improving the rigidity of an aluminum alloy plate.
  • Patent Document 2 The method of containing a large amount of Si described in Patent Document 2 is effective for improving rigidity, and can reduce the displacement of a broad peak near 300 to 1500 Hz where fluttering appears. However, the displacement of a broad peak around 1500 to 2000 Hz cannot be reduced, and the target fluttering characteristics cannot be obtained at present.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having excellent disk fluttering characteristics, a method for manufacturing the same, and a magnetic disk using the aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • the purpose is to do.
  • Fe 0.05 to 3.00 mass%
  • Mn 0.05 to 3.00 mass%
  • Si 0.05 to 18.00 mass%
  • Ni 0.05 to 8
  • An aluminum alloy substrate for a magnetic disk comprising an alloy and having a Young's modulus of 67 GPa or more in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions from the rolling direction of the substrate.
  • the aluminum alloy further contains Cu: 0.003 to 8.000 mass%.
  • the aluminum alloy is one selected from the group consisting of Mg: 0.05 to 0.90 mass% and Zn: 0.005 to 8.000 mass%. Two types were further contained.
  • the aluminum alloy is selected from the group consisting of Ti, B, and V having a total content of 0.005 to 0.500 mass%. One or more kinds were further contained.
  • the product of the loss factor and the thickness (mm) in the 0 ° direction, 45 ° direction, and 90 ° direction from the rolling direction of the substrate is 0.1 mm. It was 7 ⁇ 10 ⁇ 3 (mm) or more.
  • the aluminum alloy substrate for a magnetic disk according to any one of the first to fifth aspects, wherein an electroless Ni—P plating layer and a magnetic layer thereon are provided on the surface.
  • the magnetic disk is characterized by having
  • a method for manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk wherein an ingot is cast by a semi-continuous casting method using the aluminum alloy.
  • a pressure annealing step of press-annealing the punched disc blank, and a cutting and grinding step of performing cutting and grinding on the pressure-annealed disc blank wherein in the cold rolling step, an upper roll and a lower roll
  • the method of manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk characterized in that the difference in the rotation speed of the aluminum alloy substrate was 5% or less and the rolling speed was 1000 m / min or less.
  • the method for manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk wherein a cast plate is cast by a continuous casting method using the aluminum alloy.
  • a cutting / grinding step of cutting and grinding the pressure-annealed disk blank In the cold rolling step, the difference in rotation speed between the upper roll and the lower roll is set to 5% or less, and the rolling speed is set to 1000 m. / Min or less, which is a method of manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having excellent disk fluttering characteristics, a method for manufacturing the same, and a magnetic disk using the aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • FIG. 2 is a flowchart showing a method for manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk and a magnetic disk according to the present invention. It is a top view which shows the sample for a measurement of 0 degree direction from the rolling direction of a board
  • the present inventors have paid attention to the relationship between the fluttering characteristics of the substrate and the material of the substrate, and have conducted intensive research on the relationship between these characteristics and the characteristics of the substrate (magnetic disk material). As a result, it was found that the in-plane deviation of the Fe content and the Young's modulus in the substrate had a great effect on the fluttering characteristics, and the Young's modulus in the 0 °, 45 ° and 90 ° directions from the rolling direction was within a predetermined range. By doing so, the improvement of the fluttering characteristics has been achieved.
  • the Fe content is 0.05 to 3.00 mass% (hereinafter abbreviated as “%”), Mn: 0.05 to 3.00%, Si: 0.05 to 18.00%, A substrate containing one or more selected from the group consisting of Ni: 0.05 to 8.00%, Cr: 0.05 to 3.00%, and Zr: 0.05 to 3.00%;
  • % mass%
  • Mn 0.05 to 3.00%
  • Si 0.05 to 18.00%
  • the present inventors have found that the aluminum alloy substrate for a magnetic disk in which the Young's modulus in the 0 °, 45 ° and 90 ° directions from the rolling direction is 67 GPa or more has improved fluttering characteristics. Based on these findings, the present inventors have completed the present invention.
  • aluminum alloy substrate according to the present invention or simply “aluminum alloy substrate” will be described in detail. I do.
  • Fe is mainly present as second phase particles (such as Al-Fe intermetallic compounds) in a solid solution in the matrix, and exhibits an effect of improving the Young's modulus, loss coefficient, and strength of the aluminum alloy substrate. . If the Fe content in the aluminum alloy is less than 0.05%, a sufficient Young's modulus cannot be obtained. On the other hand, if the Fe content exceeds 3.00%, a large number of coarse Al—Fe-based intermetallic compound particles are generated. Since the Al—Fe intermetallic compound has a higher hardness than the aluminum matrix, it is difficult to cut, which causes a reduction in the grinding rate during the grinding process, and causes an increase in production cost.
  • second phase particles such as Al-Fe intermetallic compounds
  • the content of Fe in the aluminum alloy is in the range of 0.05 to 3.00%.
  • the Fe content is preferably in the range of 0.10 to 1.80%, more preferably 0.20 to 1.50%.
  • Mn is present mainly as second phase particles (such as an Al-Mn intermetallic compound), partly in solid solution in the matrix, and has the effect of improving the Young's modulus, loss coefficient, and strength of the aluminum alloy substrate. . If the Mn content in the aluminum alloy is less than 0.05%, a sufficient Young's modulus cannot be obtained. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.00%, a large number of coarse Al—Mn-based intermetallic compound particles are generated. Since the Al—Mn intermetallic compound has a higher hardness than the aluminum matrix, it is difficult to cut, which causes a reduction in the grinding rate during the grinding process and increases the production cost.
  • second phase particles such as an Al-Mn intermetallic compound
  • the Mn content in the aluminum alloy is in the range of 0.05 to 3.00%.
  • the Mn content is preferably in the range of 0.10 to 1.80%, more preferably 0.20 to 1.50%.
  • Si exists mainly as second phase particles (such as Si particles and Mg-Si intermetallic compounds) in a solid solution in a matrix, and has an effect of improving the Young's modulus, loss coefficient, and strength of an aluminum alloy substrate. Demonstrate. If the Si content in the aluminum alloy is less than 0.05%, a sufficient Young's modulus cannot be obtained. On the other hand, when the Si content exceeds 18.00%, a large number of coarse second phase particles are generated. Since the second phase particles have a higher hardness than the aluminum matrix, they are difficult to cut and cause a reduction in the grinding rate during the grinding, resulting in an increase in production cost.
  • second phase particles such as Si particles and Mg-Si intermetallic compounds
  • the content of Si in the aluminum alloy is in the range of 0.05 to 18.00%.
  • the Si content is preferably in the range of 0.10 to 15.00%, more preferably 0.20 to 13.00%.
  • Ni is mainly present as second phase particles (such as Al-Ni intermetallic compounds) in a solid solution in the matrix, and exhibits an effect of improving the Young's modulus, loss coefficient, and strength of the aluminum alloy substrate. . If the Ni content in the aluminum alloy is less than 0.05%, a sufficient Young's modulus cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content exceeds 8.00%, a large number of coarse Al-Ni intermetallic compound particles are generated. Since the Al—Ni intermetallic compound has a higher hardness than the aluminum matrix, it is difficult to cut and causes a reduction in the grinding rate during the grinding process, resulting in an increase in production cost.
  • second phase particles such as Al-Ni intermetallic compounds
  • the Ni content in the aluminum alloy is in the range of 0.05 to 8.00%.
  • the Ni content is preferably in the range of 0.10 to 1.80%, more preferably 0.20 to 1.50%.
  • Cr exists mainly as second phase particles (such as Al-Cr intermetallic compounds) in a solid solution in the matrix, and exhibits an effect of improving the Young's modulus, loss coefficient, and strength of the aluminum alloy substrate. . If the Cr content in the aluminum alloy is less than 0.05%, a sufficient Young's modulus cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.00%, a large number of coarse Al—Cr-based intermetallic compound particles are generated. Since the Al—Cr intermetallic compound has a higher hardness than the aluminum matrix, it is difficult to cut and causes a reduction in the grinding rate during the grinding process, resulting in an increase in production cost.
  • second phase particles such as Al-Cr intermetallic compounds
  • the Cr content in the aluminum alloy is in the range of 0.05 to 3.00%.
  • the Cr content is preferably in the range of 0.10 to 1.80%, more preferably 0.20 to 1.50%.
  • Zr exists mainly as second phase particles (such as Al-Zr-based intermetallic compounds) in a solid solution partly in a matrix, and exhibits an effect of improving the Young's modulus, loss coefficient, and strength of an aluminum alloy substrate. . If the Zr content in the aluminum alloy is less than 0.05%, a sufficient Young's modulus cannot be obtained. On the other hand, if the Zr content exceeds 3.00%, a large number of coarse Al-Zr-based intermetallic compound particles are generated. Since the Al-Zr-based intermetallic compound has a higher hardness than the aluminum matrix, it is difficult to cut and causes a reduction in the grinding rate during the grinding process, which leads to an increase in production cost.
  • second phase particles such as Al-Zr-based intermetallic compounds
  • the Zr content in the aluminum alloy is set in the range of 0.05 to 3.00%.
  • the Zr content is preferably in the range of 0.10 to 1.80%, more preferably 0.20 to 1.50%.
  • Cu: 0.003 to 8.000% may be further contained as a first selective element.
  • the second selective element one or two kinds selected from the group consisting of Mg: 0.05 to 0.90% and Zn: 0.005 to 8.000 mass% may be further contained.
  • the third selective element one or more selected from the group consisting of Ti, B and V having a total content of 0.005 to 0.500% may be further contained.
  • Cu is mainly present as second phase particles (such as an Al-Cu intermetallic compound) and has an effect of improving the Young's modulus and strength of the aluminum alloy substrate. Further, the amount of Al dissolved during zincate treatment is reduced. Further, the zincate film is uniformly, thinly and densely adhered, and has an effect of improving smoothness in the next plating step.
  • the Cu content in the aluminum alloy is 0.003% or more, the effect of improving the Young's modulus and strength of the aluminum alloy substrate and the effect of improving smoothness can be further enhanced. Further, when the Cu content in the aluminum alloy is 8.000% or less, generation of a large number of coarse Al-Cu-based intermetallic compound particles is suppressed.
  • the Cu content in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.003 to 8.000%, and more preferably in the range of 0.005 to 0.900%.
  • Mg Since Mg causes the zincate film to be uniformly, thinly and densely adhered during the zincate treatment, the surface smoothness and adhesion of the Ni-P plating surface are reduced in the base treatment step which is the next step of the zincate treatment step. It has the effect of improving.
  • the Mg content in the aluminum alloy is 0.05% or more, the zincate film can be uniformly, thinly and densely adhered, and the effect of improving the plating smoothness can be further enhanced.
  • the Mg content in the aluminum alloy is 0.90% or less, it is possible to further suppress the uniformity of the zincate film and the reduction in the smoothness of the plating surface, and to reduce the Young's modulus and the loss coefficient. The decrease can be suppressed. Therefore, the Mg content in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.05 to 0.90%, and more preferably in the range of 0.05 to 0.50%.
  • Zn reduces the amount of Al dissolved during the zincate treatment, and also has the effect of uniformly, thinly, and densely attaching the zincate film to improve the smoothness and adhesion in the next plating step. . In addition, it forms second phase particles with other additive elements, and has an effect of improving Young's modulus and strength.
  • the Zn content in the aluminum alloy is 0.005% or more, the amount of Al dissolved during zincate treatment is reduced, and the zincate film is uniformly, thinly and densely attached, and the plating smoothness is improved. The effect can be further enhanced.
  • the Zn content in the aluminum alloy is 8.000% or less, it is possible to further suppress the zincate film from becoming uniform and to reduce the smoothness of the plating surface, and to prevent the occurrence of plating exfoliation. It can be further suppressed. In addition, a decrease in workability in the rolling step can be further suppressed. Therefore, the Zn content in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.005 to 8.000%, and more preferably in the range of 0.100 to 0.900%.
  • Ti, B, V Ti, B, and V form second phase particles (boride such as TiB 2 or Al 3 Ti or Ti—V—B particles) in a solidification process during casting, and these form crystal grain nuclei. Therefore, it is possible to refine the crystal grains. As a result, the plating properties are improved. Further, by making the crystal grains fine, the effect of reducing the nonuniformity of the size of the second phase particles and reducing the variation in the strength and the fluttering characteristics of the magnetic disk is exhibited. However, if the total content of Ti, B and V is less than 0.005%, the above effects cannot be obtained.
  • the total content of Ti, B and V is preferably in the range of 0.005 to 0.500%, and more preferably in the range of 0.005 to 0.100%. More preferably, The total amount is the amount of one of Ti, B, and V when containing only one of them, and the total amount of these two types when containing any two of them. When all three types are contained, it is the total amount of these three types.
  • the balance of the aluminum alloy used in the present invention consists of Al and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities include Ga, Sn, and the like. If each of them is less than 0.05% and less than 0.10% in total, the properties of the aluminum alloy substrate obtained by the present invention are impaired. None.
  • the Young's modulus in the 0 ° direction, 45 ° direction, and 90 ° direction from the rolling direction of the substrate is specified to be 67 GPa or more.
  • the Young's modulus in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions from the rolling direction of the substrate is 67 GPa or more, whereby the fluttering characteristics are improved. Therefore, in the aluminum alloy substrate, for convenience, the Young's modulus can be used as an index indicating the strength of the effect of improving the fluttering characteristics.
  • the rigidity of the substrate is improved, the excitation force is reduced, and the fluttering characteristics are improved, but since the Young's modulus differs depending on the direction of the substrate, only the Young's modulus in a specific direction is improved. However, sufficient fluttering characteristics cannot be obtained, and it is necessary to improve the Young's modulus in all directions.
  • the direction with the highest Young's modulus and the lowest direction are usually 0 ° direction from the rolling direction, any direction of the 45 ° direction and the 90 ° direction, so the 0 ° direction from the rolling direction, the 45 ° direction and If the Young's modulus is less than 67 GPa in one or two of the 90 ° directions, sufficient fluttering characteristics cannot be obtained. Therefore, the Young's modulus in the 0 ° direction, the 45 ° direction, and the 90 ° direction from the rolling direction of the substrate is specified to be 67 GPa or more.
  • the Young's modulus in the 0 °, 45 ° and 90 ° directions from the rolling direction of the substrate is preferably 69 GPa or more.
  • the upper limit of the Young's modulus is not particularly limited, but is determined by the alloy composition and the manufacturing method, and is about 85 GPa in the present invention.
  • the product of the loss coefficient of the substrate and the sheet thickness (mm) is 0.7.
  • the product of the loss coefficient ( ⁇ ) and the sheet thickness (mm) in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions from the rolling direction of the aluminum alloy substrate is 0.7. It is preferably at least 10-3 (mm).
  • the thickness of the aluminum alloy substrate increases, the rigidity increases and fluttering characteristics can be improved. Further, the aluminum alloy substrate can attenuate the vibration earlier as the value of the loss coefficient in the 0 ° direction, the 45 ° direction, and the 90 ° direction from the rolling direction increases, thereby improving the fluttering characteristics. Therefore, in the aluminum alloy substrate, for convenience, the value of the product of the loss coefficient and the plate thickness (mm) can be used as an index indicating the degree of the effect of improving the fluttering characteristics.
  • the value of the product of the loss coefficient ( ⁇ ) and the thickness (mm) in the 0 ° direction, 45 ° direction, and 90 ° direction from the rolling direction of the aluminum alloy substrate is preferably 0.7 ⁇ 10 ⁇ 3 (mm) or more.
  • the value is 0.8 ⁇ 10 ⁇ 3 (mm) or more, more preferably 0.9 ⁇ 10 ⁇ 3 (mm) or more, the fluttering characteristics can be more effectively improved.
  • the product of the loss coefficient and the plate thickness (mm) is usually 10.0 ⁇ 10 ⁇ 3 (mm) or less.
  • the loss factor, damping free vibration adjacent waveform was taken the natural logarithm of the ratio of the amplitude is divided by the [pi, n-th amplitudes a n at time t n, similarly n + 1, ⁇ ⁇ ⁇ , n + m-th a n + 1 of the amplitude, ..., the loss factor and the a n + m is represented by ⁇ (1 / m) ⁇ ln (a n / a n + m) ⁇ / ⁇ .
  • the fluttering characteristics are affected by the motor characteristics of the hard disk drive.
  • the fluttering characteristic in air is preferably 30 nm or less, more preferably 10 nm or less. If it is 30 nm or less, it is determined that it can be used for a general HDD. If it exceeds 30 nm, the positioning error of the head as the reading unit increases.
  • the required fluttering characteristics differ depending on the hard disk drive to be used. Therefore, the distribution state of the intermetallic compound may be appropriately determined for the fluttering characteristics. These can be obtained by appropriately adjusting the content of the above-mentioned additional elements, the casting method including the cooling rate at the time of casting described below, and the heat history and working history of the subsequent heat treatment and working, respectively.
  • the thickness of the aluminum alloy substrate is preferably 0.35 mm or more. If the thickness of the aluminum alloy substrate is less than 0.35 mm, the substrate may be deformed by an acceleration force due to a drop or the like that occurs when a hard disk drive is mounted. However, this does not apply if the deformation can be suppressed by further increasing the proof stress. When the thickness of the aluminum alloy substrate exceeds 1.80 mm, the fluttering characteristics are improved, but the number of disks that can be mounted in the hard disk decreases, which is not preferable. Therefore, the thickness of the aluminum alloy substrate is more preferably from 0.35 to 1.80 mm, even more preferably from 0.50 to 1.30 mm.
  • Fluid power can be reduced by filling the hard disk with helium. This is because the gas viscosity of helium is as small as about 8 of that of air.
  • the purpose of the present invention is to reduce fluttering caused by the flow of gas accompanying rotation of the hard disk by reducing the fluid force of gas.
  • step S101 smelting of an aluminum alloy melt
  • step S105 cold rolling
  • step S101 smelting of an aluminum alloy melt
  • step S101 continuous casting of an aluminum alloy
  • step S101 continuous casting of an aluminum alloy
  • step S105 cold rolling
  • a process of manufacturing an aluminum alloy plate will be described.
  • a molten metal of an aluminum alloy material having the above-described component composition is melted by heating and melting according to a conventional method (step S101).
  • an aluminum alloy is cast from the molten aluminum alloy material by a semi-continuous casting (DC casting) method or a continuous casting (CC casting) method (step S102).
  • DC casting method and the CC casting method are as follows.
  • the molten metal poured through a spout is deprived of heat by cooling water discharged directly to the bottom block, water-cooled mold walls, and the outer periphery of an ingot (ingot), and solidifies. Then, it is drawn downward as an ingot.
  • a molten metal is supplied through a casting nozzle between a pair of rolls (or a belt caster or a block caster), and a thin plate is directly cast by removing heat from the rolls.
  • the major difference between the DC casting method and the CC casting method lies in the cooling rate during casting.
  • the CC casting method having a high cooling rate is characterized in that the size of the second phase particles is smaller than that of DC casting.
  • a homogenization process is performed on the DC-cast aluminum alloy ingot as needed (step S103).
  • the heating temperature during the homogenization treatment exceeds 620 ° C., there is a possibility that melting occurs in the aluminum alloy ingot. Even if the heating time in the homogenization treatment exceeds 60 hours, the effect is saturated and no further remarkable improvement effect can be obtained.
  • an ingot subjected to homogenization treatment as necessary or not subjected to homogenization treatment is made into a sheet material by a hot rolling process (FIG. 1 (a) ) Step S104).
  • the conditions for hot rolling are not particularly limited, but the hot rolling start temperature is preferably from 250 to 600 ° C, and the hot rolling end temperature is preferably from 230 to 450 ° C.
  • a rolled plate obtained by hot rolling the ingot cast by DC casting as described above, or a cast plate cast by the CC casting method is subjected to cold rolling to an aluminum alloy plate of about 1.8 mm to 0.35 mm. (Step S105). Finish to the required product thickness by cold rolling.
  • the difference between the rotation speeds of the upper and lower rolls in contact with the plate during cold rolling is set to 5% or less.
  • the difference between the rotation speeds of the upper roll and the lower roll is defined as the maximum rotation speed of the upper roll or the lower roll having the higher rotation speed as r max, and the minimum rotation speed of the lower roll having the lower rotation speed.
  • the Young's modulus differs depending on the orientation of the crystal structure.When the anisotropy increases, the Young's modulus in a certain direction increases and the Young's modulus in a certain direction decreases.
  • the speed difference is 5% or less. This rotation speed difference is preferably 3% or less, and more preferably 0%.
  • the rolling speed during cold rolling is set to 1000 m / min or less.
  • the rolling speed exceeds 1000 m / min, the anisotropy of the crystal structure increases.
  • the Young's modulus differs depending on the orientation of the crystal structure. Therefore, when the anisotropy increases, the Young's modulus in a certain direction increases and the Young's modulus in a certain direction decreases.
  • the rolling speed during cold rolling is preferably 500 m / min or less.
  • the lower limit of the rolling speed during the cold rolling is not particularly limited, but if it is less than 5 m / min, the productivity is remarkably reduced, which is not preferable.
  • the cold rolling reduction is not particularly limited, and may be determined according to the required product sheet strength and sheet thickness.
  • the rolling reduction is preferably 10 to 95%.
  • an annealing treatment may be performed to ensure the cold rolling workability.
  • the heating for example, in the case of batch heating, it is preferable to perform the heating at 300 to 500 ° C. for 0.1 to 30 hours. It is preferable to carry out under the condition of holding for 60 seconds.
  • the holding time of 0 seconds means that cooling is performed immediately after reaching a desired holding temperature.
  • the aluminum alloy plate manufactured as described above on a magnetic disk is punched into an annular shape to produce a disk blank (step S106).
  • the disk blank is subjected to pressure annealing at, for example, 100 to 380 ° C. for 30 minutes or more in the atmosphere to produce a flattened blank (Step S107).
  • the blank is subjected to a cutting process, a grinding process, and, preferably, a strain removing heat treatment at a temperature of 250 to 400 ° C. for 5 to 15 minutes to produce an aluminum alloy substrate (step S108).
  • the aluminum alloy substrate according to the present invention is obtained.
  • step S109 After the surface of the aluminum alloy substrate is subjected to degreasing, acid etching, and desmutting, zincate (Zn substitution) is performed (step S109).
  • the degreasing step it is preferable to perform degreasing using a commercially available degreasing solution such as AD-68F (manufactured by Uemura Kogyo) at a temperature of 40 to 70 ° C, a treatment time of 3 to 10 minutes, and a concentration of 200 to 800 mL / L.
  • a commercially available degreasing solution such as AD-68F (manufactured by Uemura Kogyo) at a temperature of 40 to 70 ° C, a treatment time of 3 to 10 minutes, and a concentration of 200 to 800 mL / L.
  • AD-107F manufactured by Uemura Kogyo
  • HNO 3 is used as a normal desmutting treatment at a temperature of 15 to 40 ° C., a treatment time of 10 to 120 seconds, and a concentration of 10 to 60%. It is preferable to perform a desmut treatment.
  • the above-described compound removing treatment may be performed instead of or in addition to the desmutting treatment.
  • the first zincate treatment step is performed using a commercially available zincate treatment solution of AD-301F-3X (manufactured by Uemura Industries) at a temperature of 10 to 35 ° C., a treatment time of 0.1 to 5 minutes, and a concentration of 100 to 500 mL / L. Is preferred.
  • a Zn stripping treatment using HNO 3 at a temperature of 15 to 40 ° C., a treatment time of 10 to 120 seconds, and a concentration of 10 to 60%.
  • the second zincate processing step is performed under the same conditions as the first zincate processing.
  • Electroless Ni—P plating process is performed as a base plating process on the surface of the aluminum alloy substrate subjected to the # 2 zincate treatment (S110 in FIGS. 1A and 1B).
  • Electroless Ni-P plating is carried out using a commercially available Nimden HDX (manufactured by Uemura Kogyo) plating solution at a temperature of 80 to 95 ° C, a treatment time of 30 to 180 minutes, and a Ni concentration of 3 to 10 g / L.
  • a treatment is performed.
  • Step S111 the surface of the aluminum alloy substrate for the magnetic disk subjected to the undercoat plating is smoothed by polishing, and a magnetic medium composed of an underlayer, a magnetic layer, a protective film, a lubricating layer, etc. is adhered to the surface by sputtering.
  • an aluminum alloy plate (S105) After the aluminum alloy plate (S105), there is no step of changing the structure as in cold rolling, so that the distribution and composition of the compound do not change. Therefore, instead of the aluminum alloy substrate (S108), an aluminum alloy plate (S105), a disk blank (step S106), an aluminum alloy substrate (step S110), and a magnetic disk (step S111) are used to determine the distribution and composition of the compound. An evaluation may be performed.
  • No. 4 was obtained under the conditions of Tables 4 to 6. Except for A40 to 42, 49 to 51 and AC16, 21 to 23, a molten aluminum alloy was cast by a DC method to produce a 200 mm thick ingot, and both surfaces thereof were 10 mm chamfered (FIG. 1 (a)). Step S102). No. For A40 to 42, 49 to 51 and AC16, 21 to 23, an aluminum alloy melt was cast by the CC method to produce a cast plate having a thickness of 8 mm (step S102 in FIG. 1B). Next, No. Except for A3-5, A40-42 and AC16, homogenization treatment was performed at 380 ° C. for 2 hours (step S103 in FIG. 1A).
  • Hot rolling was performed at a hot rolling start temperature of 380 ° C. and a hot rolling ending temperature of 300 ° C.
  • a rolled plate was obtained (Step S104 in FIG. 1A).
  • the alloys A1 and A3 were subjected to annealing (batch type) at 360 ° C. for 2 hours after hot rolling, and the alloy A40 was subjected to CC casting after the CC casting.
  • the hot-rolled sheets of A1 to A39, A43 to A48, AC1 to AC15, AC17 to AC19, and the CC cast sheets of A40 to A42, 49 to 51, and AC16, 21 to 23 produced as described above are shown in Table 1.
  • Rolling was performed to a final thickness of 0.8 mm by cold rolling under the conditions of 4 to 6 to obtain an aluminum alloy plate (step S105). From this aluminum alloy plate, an annular one having an outer diameter of 96 mm and an inner diameter of 24 mm was punched to produce a disc blank (Step S106).
  • the disk blank thus produced was subjected to a pressure flattening process at 270 ° C. for 3 hours under a pressure of 0.5 MPa (step S107).
  • the disk blank subjected to the pressure flattening process was subjected to end face processing (cutting processing) to have an outer diameter of 95 mm and an inner diameter of 25 mm, and was subjected to grinding processing (grinding of a surface of 50 ⁇ m) to produce an aluminum alloy substrate (step S108).
  • end face processing cutting processing
  • grinding processing grinding processing
  • step S108 grinding processing
  • degreasing was performed at 60 ° C. for 5 minutes with AD-68F (trade name, manufactured by Uemura Kogyo)
  • acid etching was performed at 65 ° C. for 1 minute with AD-107F (trade name, manufactured by Uemura Kogyo).
  • Desmutting was performed with a 30% aqueous HNO 3 solution (room temperature) for 20 seconds (step S109).
  • the disc blank was immersed in a zincate treatment solution of AD-301F-3X (trade name, manufactured by Uemura Kogyo) at 20 ° C. for 0.5 minute to perform zincate treatment on the surface ( Step S109).
  • the zincate treatment was performed twice in total.
  • the surface was peeled off by immersion in a 30% HNO 3 aqueous solution at room temperature for 20 seconds.
  • the zincate-treated surface was electrolessly plated with Ni-P to a thickness of 19.7 ⁇ m using an electroless Ni-P plating solution (Nimden HDX (trade name, manufactured by Uemura Kogyo)), and then finished with a feather cloth ( The polishing amount was 1.7 ⁇ m) to obtain an aluminum alloy substrate for a magnetic disk (step S110).
  • Ni-P plating solution Ni-P plating solution (Nimden HDX (trade name, manufactured by Uemura Kogyo)
  • the polishing amount was 1.7 ⁇ m) to obtain an aluminum alloy substrate for a magnetic disk (step S110).
  • Step S108 The following evaluation was performed on the aluminum alloy substrate after the above-mentioned grinding (Step S108) and the aluminum alloy substrate after the plating polishing (Step S110).
  • Step S110 the aluminum alloy substrate after the plating polishing
  • three discs were subjected to plating treatment.
  • plating peeling occurred in all three discs. Measurement and loss factor measurement, and disk flutter measurement were not possible.
  • the disk flutter was measured using the aluminum alloy substrate after the plating and polishing (step S110).
  • the disk flutter was measured by installing an aluminum alloy base on a commercially available hard disk drive in the presence of air.
  • the drive used was Seagate ST2000 (trade name), and the motor was driven by directly connecting the Techno Alive SLD102 (trade name) to the motor.
  • the number of rotations was 7,200 rpm, and a plurality of disks were always installed.
  • the surface of the magnetic disk was observed for its surface with a laser Doppler meter, LV1800 (trade name, manufactured by Ono Sokki Co., Ltd.).
  • the observed vibration was subjected to spectrum analysis by an Ono Sokki FFT analyzer DS3200 (trade name).
  • the observation was performed by making a hole in the lid of the hard disk drive and observing the disk surface from the hole.
  • the evaluation was performed by removing the squeeze plate installed on a commercially available hard disk.
  • fluttering characteristic was performed based on the maximum displacement (disk fluttering (nm)) of a broad peak at 1500 to 2000 Hz at which fluttering appears. This broad peak is called NRRO (Non-Repeatable Run Out) and has been found to have a significant effect on head positioning errors.
  • A excellent when it is 10 nm or less
  • B good when it is more than 10 nm and 20 nm or less
  • C good when it is more than 20 nm and 30 nm or less
  • Is D poor.
  • ⁇ Young's modulus ⁇ A sample of 60 mm ⁇ 8 mm was sampled from the aluminum alloy substrate (step S108) after the above-mentioned grinding, and the Young's modulus was measured.
  • the method of collecting samples at 0 °, 45 °, and 90 ° from the rolling direction is as shown in FIGS.
  • the measurement of the Young's modulus was performed at room temperature using a JE-RT type device manufactured by Japan Techno Plus Co., Ltd.
  • the disk blank or the aluminum alloy substrate after the pressure flattening treatment may be peeled off, and a test piece may be collected from a substrate whose surface is ground by 10 ⁇ m, and the Young's modulus may be measured and evaluated.
  • Comparative Example 1 since the Fe content of the aluminum alloy was too small, the Young's modulus in the 45 ° direction was small, and the fluttering characteristics were poor.
  • Comparative Example 9 the aluminum alloy had too much Zn content, and as described above, plating peeling occurred, and the fluttering characteristics could not be evaluated, and the magnetic disk was unsuitable.
  • Comparative Example 11 the aluminum alloy had too much Mn content, and as described above, plating peeling occurred, and the fluttering characteristics could not be evaluated, making the magnetic disk unsuitable.
  • Comparative Example 14 the aluminum alloy contained too much Cr, and as described above, plating peeling occurred, and the fluttering characteristics could not be evaluated, making the magnetic disk unsuitable.
  • an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having good fluttering characteristics it is possible to obtain an aluminum alloy substrate for a magnetic disk having good fluttering characteristics, a method for manufacturing the same, and a magnetic disk using the aluminum alloy substrate for a magnetic disk.

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Abstract

Ｆｅ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％（以下、「％」）、Ｍｎ：０．０５～３．００％、Ｓｉ：０．０５～１８．００％、Ｎｉ：０．０５～８．００％、Ｃｒ：０．０５～３．００％及びＺｒ：０．０５～３．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率が６７ＧＰａ以上であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、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。

Description

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
　本発明は、良好なフラッタリング特性を有する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に関する。
　コンピュータの記憶装置に用いられる磁気ディスクは、良好なめっき性を有するとともに機械的特性や加工性が優れる基板を用いて製造される。例えば、ＪＩＳ５０８６（Ｍｇ：３．５～４．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．２０～０．７０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５～０．２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下及びＺｎ：０．２５ｍａｓｓ％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる）によるアルミニウム合金を基本とした基板などから製造されている。
　一般的な磁気ディスクの製造は、まず円環状アルミニウム合金基板を作製し、該アルミニウム合金基板にめっきを施し、次いで該アルミニウム合金基板の表面に磁性体を付着させることにより行われている。
　例えば、前記ＪＩＳ５０８６合金によるアルミニウム合金製磁気ディスクは以下の製造工程により製造される。まず、所定の化学成分としたアルミニウム合金素材を鋳造し、その鋳塊を熱間圧延し、次いで冷間圧延を施し、磁気ディスクとして必要な厚さを有する圧延材を作製する。この圧延材には、必要に応じて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、円環状としたアルミニウム合金板を積層し、両端部の両面から加圧しつつ焼鈍を施して平坦化する加圧焼鈍を行って、円環状アルミニウム合金基板が作製される。
　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、エッチング及びジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施し、次いで下地処理として硬質非磁性金属であるＮｉ－Ｐを無電解めっきし、該めっき表面にポリッシングを施した後に、Ｎｉ－Ｐ無電解めっき表面に磁性体をスパッタリングしてアルミニウム合金製磁気ディスクが製造される。
　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、更に高速化が求められている。大容量化のため、記憶装置に搭載される磁気ディスクの枚数が増加しており、それに伴い磁気ディスクの薄肉化も求められている。
　しかしながら、薄肉化、高速化に伴い剛性の低下や高速回転による流体力の増加に伴う励振力が増加し、ディスク・フラッタが発生し易くなる。これは、磁気ディスクを高速で回転させると不安定な気流がディスク間に発生し、その気流により磁気ディスクの振動（フラッタリング）が発生することに起因する。このような現象は、基板の剛性が低いと磁気ディスクの振動が大きくなり、ヘッドがその変化に追従できないために発生するものと考えられる。フラッタリングが起きると、読み取り部であるヘッドの位置決め誤差が増加する。そのためディスク・フラッタの減少が強く求められている。
　また、磁気ディスクの高密度化により、１ビット当たりの磁気領域が益々微細化されることになる。この微細化に伴い、ヘッドの位置決め誤差のズレによる読み取りエラーが発生し易くなっており、ヘッドの位置決め誤差の主要因であるディスク・フラッタの減少が強く求められている。
　このような実情から、近年では、ディスク・フラッタが小さい特性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板が強く望まれ、検討がなされている。例えば、ハードディスクドライブ内に、ディスクと対向するプレートを有する気流抑制部品を実装することが提案されている。特許文献１には、アクチュエータの上流側にエア・スポイラを設置した磁気ディスク装置が提案されている。このエア・スポイラは、磁気ディスク上のアクチュエータに向かう空気流を弱めて、磁気ヘッドの風乱振動を低減するものである。また、エア・スポイラは、磁気ディスク上の気流を弱めることで、ディスク・フラッタを抑制する。更に、特許文献２では、アルミニウム合金板の剛性向上に寄与するＳｉを多く含有させて、剛性を向上させる方法が提案されている。
　しかしながら、特許文献１に開示されている方法では、設置したエア・スポイラと磁気ディスク用基板との間隔の違いによりフラッタリング抑制効果が異なり、部品の高精度を必要とするため部品コストの増大を招いている。
　また、特許文献２に示すＳｉを多く含有させる方法は、剛性向上には効果的で、フラッタリングが現れる３００～１５００Ｈｚの付近のブロードなピークの変位を小さくすることは可能である。しかしながら、１５００～２０００Ｈｚの付近のブロードなピークの変位を小さくすることはできず、目標とするフラッタリング特性を得ることが出来ないのが現状であった。
特開２００２－３１３０６１号公報 国際公開第２０１６／０６８２９３号
　本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、ディスクのフラッタリング特性に優れた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を提供することを目的とする。
　すなわち、本発明は請求項１において、Ｆｅ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～１８．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～８．００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％及びＺｒ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率が６７ＧＰａ以上であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板とした。
　本発明は請求項２では請求項１において、前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．００３～８．０００ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。
　本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記アルミニウム合金が、Ｍｇ：０．０５～０．９０ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．００５～８．０００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種を更に含有するものとした。
　本発明は請求項４では請求項１～３のいずれか一項において、前記アルミニウム合金が、含有量の合計が０．００５～０．５００ｍａｓｓ％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するものとした。
　本発明は請求項５では請求項１～４のいずれか一項において、前記基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向の損失係数と板厚（ｍｍ）の積が０．７×１０－３（ｍｍ）以上であるものとした。
　本発明は請求項６において、請求項１～５のいずれか一項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面に、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理層とその上の磁性体層が設けられていることを特徴とする磁気ディスクとした。
　本発明は請求項７において、請求項１～５のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて半連続鋳造法によって鋳塊を鋳造する半連続鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、加圧焼鈍したディスクブランクに切削加工と研削加工を施す切削・研削工程とを含み、前記冷間圧延工程において、上側ロールと下側ロールの回転速度差を５％以下とし、圧延速度を１０００ｍ／分以下とす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の製造方法とした。
　本発明は請求項８において、請求項１～５のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて連続鋳造法によって鋳造板を鋳造する連続鋳造工程と、連続鋳造した鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、加圧焼鈍したディスクブランクに切削加工と研削加工を施す切削・研削工程とを含み、前記冷間圧延工程において、上側ロールと下側ロールの回転速度差を５％以下とし、圧延速度を１０００ｍ／分以下とす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の製造方法とした。
　本発明により、ディスクのフラッタリング特性に優れた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を提供することができる。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板及び磁気ディスクの製造方法を示すフロー図である。 ヤング率を測定するための、基板の圧延方向から０°方向の測定用サンプルを示す平面図である。 ヤング率を測定するための、基板の圧延方向から４５°方向の測定用サンプルを示す平面図である。 ヤング率を測定するための、基板の圧延方向から９０°方向の測定用サンプルを示す平面図である。
　本発明者らは、基板のフラッタリング特性と基板の素材との関係に着目し、これら特性と基板（磁気ディスク材料）の特性との関係について鋭意調査研究した。この結果、Ｆｅ含有量と基板におけるヤング率の面内偏差がフラッタリング特性に大きな影響を与えることを見出し、圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率を所定の範囲とすることによってフラッタリング特性の向上を達成するに至った。具体的には、Ｆｅ含有量が０．０５～３．００ｍａｓｓ％（以下、「％」と略記する）、Ｍｎ：０．０５～３．００％、Ｓｉ：０．０５～１８．００％、Ｎｉ：０．０５～８．００％、Ｃｒ：０．０５～３．００％及びＺｒ：０．０５～３．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率が６７ＧＰａ以上である磁気ディスク用アルミニウム合金基板において、フラッタリング特性が向上することを、本発明者らは見出した。これらの知見に基づいて、本発明者らは本発明を完成するに至ったものである。
Ａ．本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板
　以下、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板（以下、「本発明に係るアルミニウム合金基板」又は、単に「アルミニウム合金基板」と略記する）について詳細に説明する。
１．合金組成
　以下、本発明に係るＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｎｉ系、Ａｌ－Ｃｒ系、Ａｌ－Ｚｒ系合金を用いた磁気ディスク用アルミニウム合金基板のアルミニウム合金成分及びその含有量について説明する。
Ｆｅ：
　Ｆｅは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、アルミニウム合金基板のヤング率や損失係数、強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＦｅ含有量が０．０５％未満では、十分なヤング率が得られない。一方、Ｆｅ含有量が３．００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物粒子が多数生成する。Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物は、アルミニウムマトリックスに比べて硬度が高いため、削り難く、研削加工時の研削レート低下の原因となり、生産コストの増大を招く。また、このような粗大なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっきピット発生によるめっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＦｅ含有量は、０．０５～３．００％の範囲とする。Ｆｅ含有量は、好ましくは０．１０～１．８０％、より好ましくは０．２０～１．５０％の範囲である。
Ｍｎ：
　Ｍｎは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、アルミニウム合金基板のヤング率や損失係数、強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＭｎ含有量が０．０５％未満では、十分なヤング率が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物粒子が多数生成する。Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物は、アルミニウムマトリックスに比べて硬度が高いため、削り難く、研削加工時の研削レート低下の原因となり、生産コストの増大を招く。また、このような粗大なＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっきピット発生によるめっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＭｎ含有量は、０．０５～３．００％の範囲とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０～１．８０％、より好ましくは０．２０～１．５０％の範囲である。
Ｓｉ：
　Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子やＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、アルミニウム合金基板のヤング率や損失係数、強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＳｉ含有量が０．０５％未満では、十分なヤング率が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１８．００％を超えると、粗大な第二相粒子が多数生成する。第二相粒子は、アルミニウムマトリックスに比べて硬度が高いため、削り難く、研削加工時の研削レート低下の原因となり、生産コストの増大を招く。また、このような粗大な第二相粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっきピット発生によるめっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ含有量は、０．０５～１８．００％の範囲とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０～１５．００％、より好ましくは０．２０～１３．００％の範囲である。
Ｎｉ：
　Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｎｉ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、アルミニウム合金基板のヤング率や損失係数、強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＮｉ含有量が０．０５％未満では、十分なヤング率が得られない。一方、Ｎｉ含有量が８．００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｎｉ系金属間化合物粒子が多数生成する。Ａｌ－Ｎｉ系金属間化合物は、アルミニウムマトリックスに比べて硬度が高いため、削り難く、研削加工時の研削レート低下の原因となり、生産コストの増大を招く。また、このような粗大なＡｌ－Ｎｉ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっきピット発生によるめっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＮｉ含有量は、０．０５～８．００％の範囲とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１０～１．８０％、より好ましくは０．２０～１．５０％の範囲である。
Ｃｒ：
　Ｃｒは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、アルミニウム合金基板のヤング率や損失係数、強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＣｒ含有量が０．０５％未満では、十分なヤング率が得られない。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物粒子が多数生成する。Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物は、アルミニウムマトリックスに比べて硬度が高いため、削り難く、研削加工時の研削レート低下の原因となり、生産コストの増大を招く。また、このような粗大なＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっきピット発生によるめっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＣｒ含有量は、０．０５～３．００％の範囲とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１０～１．８０％、より好ましくは０．２０～１．５０％の範囲である。
Ｚｒ：
　Ｚｒは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物等）として、一部はマトリックスに固溶して存在し、アルミニウム合金基板のヤング率や損失係数、強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＺｒ含有量が０．０５％未満では、十分なヤング率が得られない。一方、Ｚｒ含有量が３．００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物粒子が多数生成する。Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物は、アルミニウムマトリックスに比べて硬度が高いため、削り難く、研削加工時の研削レート低下の原因となり、生産コストの増大を招く。また、このような粗大なＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において脱落して大きな窪みが発生し、めっきピット発生によるめっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。また、圧延工程における加工性低下も生じる。そのため、アルミニウム合金中のＺｒ含有量は、０．０５～３．００％の範囲とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０～１．８０％、より好ましくは０．２０～１．５０％の範囲である。
　磁気ディスク用アルミニウム合金基板のフラッタリング特性と更には強度やめっき性をより向上させるために、第１の選択的元素として、Ｃｕ：０．００３～８．０００％を更に含有させてもよい。また、第２の選択的元素として、Ｍｇ：０．０５～０．９０％及びＺｎ：０．００５～８．０００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種を更に含有させてもよい。更に、第３の選択的元素として、含有量の合計が０．００５～０．５００％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有させてもよい。以下に、これらの選択元素について説明する。
Ｃｕ：
　Ｃｕは、主として第二相粒子（Ａｌ－Ｃｕ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板のヤング率と強度を向上させる効果を発揮する。また、ジンケート処理時のＡｌ溶解量を減少させる。更に、ジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程であるめっき工程での平滑性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＣｕ含有量が０．００３％以上であることによって、アルミニウム合金基板のヤング率と強度を向上させる効果及び平滑生を向上させる効果とを一層高めることができる。また、アルミニウム合金中のＣｕ含有量が８．０００％以下であることによって、粗大なＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。これにより、金属間化合物が多数生成することに起因する研削レート低下による生産コストの増大を一層抑制することができる。また、このような粗大なＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物粒子が、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時や研削加工時において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高めることができ、また、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＣｕ含有量は、０．００３～８．０００％の範囲とするのが好ましく、０．００５～０．９００％の範囲とするのがより好ましい。
Ｍｇ：
　Ｍｇは、ジンケート処理時のジンケート皮膜を均一に、薄く、かつ、緻密に付着させるので、ジンケート処理工程の次工程である下地処理工程において、Ｎｉ－Ｐからなるめっき表面の平滑性及び密着性を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＭｇ含有量が０．０５％以上であることによって、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高めることができる。また、アルミニウム合金中のＭｇ含有量が０．９０％以下であることによって、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、また、ヤング率や損失係数の低下を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含有量は、０．０５～０．９０％の範囲とするのが好ましく、０．０５～０．５０％の範囲とするのがより好ましい。
Ｚｎ：
　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、かつ、緻密に付着させ、次工程であるめっき工程での平滑性及び密着性を向上させる効果を発揮する。また、他の添加元素と第二相粒子を形成し、ヤング率と強度を向上させる効果を発揮する。アルミニウム合金中のＺｎ含有量が０．００５％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高めることができる。また、アルミニウム合金中のＺｎ含有量が８．０００％以下であることによって、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、また、めっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＺｎ含有量は、０．００５～８．０００％の範囲とするのが好ましく、０．１００～０．９００％の範囲とするのがより好ましい。
Ｔｉ、Ｂ、Ｖ
　Ｔｉ、Ｂ及びＶは、鋳造時の凝固過程において、第二相粒子（ＴｉＢ２などのホウ化物、或いは、Ａｌ３ＴｉやＴｉ－Ｖ－Ｂ粒子等）を形成し、これらが結晶粒核となるため、結晶粒を微細化することが可能となる。その結果、めっき性が改善する。また、結晶粒が微細化することで、第二相粒子のサイズの不均一性を小さくし、磁気ディスクの強度とフラッタリング特性のバラツキを低減させる効果を発揮する。但し、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．００５％未満では、上記の効果が得られない。一方、Ｔｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計が０．５００％を超えてもその効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。そのため、Ｔｉ、Ｂ及びＶを添加する場合のＴｉ、Ｂ及びＶの含有量の合計は、０．００５～０．５００％の範囲とするのが好ましく、０．００５～０．１００％の範囲とするのがより好ましい。なお、合計量とは、Ｔｉ、Ｂ及びＶのいずれか１種のみを含有する場合にはこの１種の量であり、いずれか２種を含有する場合にはこれら２種の合計量であり、３種全てを含有する場合にはこれら３種の合計量である。
その他の元素：
　また、本発明に用いるアルミニウム合金の残部は、Ａｌ及び不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物としてはＧａ、Ｓｎなどが挙げられ、各々が０．０５％未満で、かつ合計で０．１０％未満であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
２．アルミニウム合金基板のヤング率
　次に、アルミニウム合金基板におけるヤング率について説明する。
　本発明に係るアルミニウム合金基板では、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率を６７ＧＰａ以上に規定する。
　本発明に係るアルミニウム合金基板では、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率が６７ＧＰａ以上とすることでフラッタリング特性の向上が図られる。従って、アルミニウム合金基板においては、便宜上、ヤング率をフラッタリング特性向上効果の強弱を表す指数として利用することができる。
　アルミニウム合金基板のヤング率を高めることで、基板の剛性が向上し、励振力が低減し、フラッタリング特性は向上するが、ヤング率は基板の方向により異なるため、特定方向のヤング率だけ向上しても十分なフラッタリング特性が得られず、全ての方向におけるヤング率の向上が必要である。ヤング率が最も高い方向と最も低い方向は、通常、圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のうちのいずれのかの方向であるため、圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のうち１つ又は２つの方向でヤング率が６７ＧＰａ未満の場合は、十分なフラッタリング特性が得られない。そのため、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向の全てのヤング率を６７ＧＰａ以上に規定する。また、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率は、６９ＧＰａ以上であることが好ましい。なお、このヤング率の上限値は特に限定されるものではないが、合金組成や製造方法に拠って自ずと決まるものであり、本発明では８５ＧＰａ程度である。
３．基板の損失係数と板厚（ｍｍ）の積
　また、アルミニウム合金基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向の損失係数（－）と板厚（ｍｍ）の積が０．７×１０－３（ｍｍ）以上であることが好ましい。前記アルミニウム合金基板は、板厚が厚くなるほど剛性が高くなり、フラッタリング特性を向上させることができる。また、前記アルミニウム合金基板は、圧延方向から０°方向、４５°方向、９０°方向の損失係数の値が大きくなるほど振動を早期に減衰させ、フラッタリング特性を向上させることができる。従って、アルミニウム合金基板においては、便宜上、損失係数と板厚（ｍｍ）との積の値をフラッタリング特性向上効果の程度を表す指数として利用することができる。
　アルミニウム合金基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向の損失係数（－）と板厚（ｍｍ）との積の値を０．７×１０－３（ｍｍ）以上、より好ましくは０．８×１０－３（ｍｍ）以上、更に好ましくは０．９×１０－３（ｍｍ）以上とすることにより、フラッタリング特性をより効果的に向上させることができる。なお、前述した作用効果を得る観点からは、損失係数と板厚（ｍｍ）との積の値に上限はない。前述した化学成分を有するアルミニウム合金基板においては、通常、損失係数と板厚（ｍｍ）との積の値は１０．０×１０－３（ｍｍ）以下となる。
　損失係数とは、減衰自由振動波形の隣り合う振幅の比の自然対数をとったものをπで割ったものであり、時刻ｔｎにおけるｎ番目の振幅ａｎ、同様にｎ＋１，・・・，ｎ＋ｍ番目の振幅をａｎ＋１，・・・，ａｎ＋ｍとすると損失係数は、｛（１／ｍ）×ｌｎ（ａｎ／ａｎ＋ｍ）｝／πで表される。
４．フラッタリング特性
　次にフラッタリング特性であるが、フラッタリング特性は、ハードディスクドライブのモーター特性によっても影響を受ける。本発明においては、フラッタリング特性は、空気中では、３０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることがより好ましい。３０ｎｍ以下であれば一般的なＨＤＤ向けの使用に耐え得ると判断される。３０ｎｍを超える場合は、読み取り部であるヘッドの位置決め誤差が増加する。
　ここで、使用するハードディスクドライブによって必要なフラッタリング特性が異なるため、このフラッタリング特性に対して、適宜、金属間化合物の分布状態を決定すれば良い。これらは、上述の添加元素の含有量、ならびに、以下に述べる鋳造時の冷却速度を含めた鋳造方法、その後の熱処理と加工による熱履歴及び加工履歴、をそれぞれ適正に調整することによって得られる。
　本発明の実施態様においては、アルミニウム合金基板の厚さは、０．３５ｍｍ以上であることが好ましい。アルミニウム合金基板の厚さが０．３５ｍｍ未満であると、ハードディスクドライブの取り付け時などに発生する落下などによる加速力により基板が変形する虞がある。但し、耐力を更に増加することによって変形が抑制できればこの限りではない。なお、アルミニウム合金基板の厚さが１．８０ｍｍを超えると、フラッタリング特性は改善するがハードディスク内に搭載できるディスク枚数が減ってしまうため好適ではない。従って、アルミニウム合金基板の厚さは、０．３５～１．８０ｍｍとするのがより好ましく、０．５０～１．３０ｍｍとするのが更に好ましい。
　なお、ハードディスク内にヘリウムを充填することで流体力を下げることができる。これは、ヘリウムのガス粘度が空気と比べるとその約１／８と小さいためである。ハードディスクの回転に伴うガスの流れによって発生するフラッタリングを、ガスの流体力を小さくすることによって低減するものである。
Ｂ．本発明に係るアルミニウム合金基板の製造方法
　以下に、本発明に係る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。
　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１のフローに従って説明する。ここで、（ａ）のアルミニウム合金溶湯の溶製（ステップＳ１０１）～冷間圧延（ステップＳ１０５）、ならびに、（ｂ）のアルミニウム合金溶湯の溶製（ステップＳ１０１）、アルミニウム合金の連続鋳造（ステップＳ１０２）及び冷間圧延（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。
　最初に、アルミニウム合金板を製造する工程について説明する。まず、上述の成分組成を有するアルミニウム合金素材の溶湯を、常法に従って加熱・溶融によって溶製する（ステップＳ１０１）。次に、溶製されたアルミニウム合金素材の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法又は連続鋳造（ＣＣ鋳造）法によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ１０２）。ここで、ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法は、以下の通りである。
　ＤＣ鋳造法においては、スパウトを通して注がれた溶湯が、ボトムブロックと、水冷されたモールドの壁、ならびに、インゴット（鋳塊）の外周部に直接吐出される冷却水で熱を奪われ、凝固し、鋳塊として下方に引き出される。
　ＣＣ鋳造法では、一対のロール（又は、ベルトキャスタ、ブロックキャスタ）の間に鋳造ノズルを通して溶湯を供給し、ロールからの抜熱で薄板を直接鋳造する。
　ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法の大きな相違点は、鋳造時の冷却速度にある。冷却速度が大きいＣＣ鋳造法では、第二相粒子のサイズがＤＣ鋳造に比べ小さいのが特徴である。
　図１（ａ）に示すように、ＤＣ鋳造されたアルミニウム合金鋳塊については、必要に応じて均質化処理を実施する（ステップＳ１０３）。均質化処理を行う場合は、２８０～６２０℃で０．５～６０時間の加熱処理を行うことが好ましく、３００～６２０℃で１～２４時間の加熱処理を行うことがより好ましい。均質化処理時の加熱温度が２８０℃未満又は加熱時間が０．５時間未満の場合は、均質化処理が不十分で、アルミニウム合金基板毎の減衰比のバラツキが大きくなり、フラッタリング特性のバラつきも大きくなる虞がある。均質化処理時の加熱温度が６２０℃を超えると、アルミニウム合金鋳塊に溶融が発生する虞がある。均質化処理時の加熱時間が６０時間を超え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。
　次に、ＤＣ鋳造されたアルミニウム合金鋳塊では、必要に応じて均質化処理を施した、或いは、均質化処理を施していない鋳塊を、熱間圧延工程によって板材とする（図１（ａ）のステップＳ１０４）。熱間圧延するに当たっては、特にその条件は特に限定されるものではないが、熱間圧延開始温度を好ましくは２５０～６００℃とし、熱間圧延終了温度を好ましくは２３０～４５０℃とする。
　次に、上記のようにＤＣ鋳造で鋳造した鋳塊を熱間圧延した圧延板、又は、ＣＣ鋳造法で鋳造した鋳造板を、冷間圧延によって１．８ｍｍから０．３５ｍｍ程度のアルミニウム合金板とする（ステップＳ１０５）。冷間圧延によって、所要の製品板厚に仕上げる。
　冷間圧延の際に板と接するロールの上側と下側のロールの回転速度差を、５％以下とする。ここで、上側ロールと下側のロールの回転速度差とは、上側ロール又は下側ロールのうち回転速度の速い方のロールにおける最大回転速度をｒｍａｘとし、回転速度の遅い方のロールにおける最小回転速度をｒｍｉｎとし、両方のロールの平均回転速度をｒａｖｅとした際に、｛（ｒｍａｘ－ｒｍｉｎ）／ｒａｖｅ｝×１００（％）で表わされる。上記回転速度差が５％を超える場合は、結晶組織の異方性が大きくなる。アルミニウム合金の場合、結晶組織の方位によりヤング率が異なるため、異方性が大きくなると、ある方向のヤング率は高くなり、ある方向のヤング率は低くなるため、上側と下側のロールの回転速度差は５％以下とする。この回転速度差は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは０％である。
　また、冷間圧延時の圧延速度は、１０００ｍ／分以下とする。圧延速度が１０００ｍ／分を超える場合は、結晶組織の異方性が大きくなる。アルミニウム合金の場合、結晶組織の方位によりヤング率が異なるため、異方性が大きくなると、ある方向のヤング率は高くなり、ある方向のヤング率は低くなる。冷間圧延時の圧延速度は、好ましくは５００ｍ／分以下である。なお、この冷間圧延時の圧延速度の下限値は特に限定されるものではないが、５ｍ／分未満では生産性が著しく低下するので好ましくない。
　冷間圧延の圧延率は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率を１０～９５％とするのが好ましい。冷間圧延の前、或いは、冷間圧延の途中において、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、３００～５００℃で０．１～３０時間の条件で行うことが好ましく、連続式の加熱ならば、４００～６００℃で０～６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。ここで、保持時間が０秒とは、所望の保持温度に到達後直ちに冷却することを意味する。
　次に、上述のようにして製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクに製造する工程について説明する。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製する（ステップＳ１０６）。次に、ディスクブランクを大気中にて、例えば１００～３８０℃で３０分以上の加圧焼鈍を行い平坦化したブランクを作製する（ステップＳ１０７）。次に、ブランクに切削加工、研削加工、ならびに、好ましくは、２５０～４００℃の温度で５～１５分の歪取り加熱処理をこの順序で施して、アルミニウム合金基板を作製する（ステップＳ１０８）。以上の各工程を経て、本発明に係るアルミニウム合金基板が得られる。
　次に、アルミニウム合金基板表面に脱脂、酸エッチング処理、デスマット処理を施した後に、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ１０９）。
　脱脂処理段階は市販のＡＤ－６８Ｆ（上村工業製）脱脂液等を用い、温度４０～７０℃、処理時間３～１０分、濃度２００～８００ｍＬ／Ｌの条件で脱脂を行うことが好ましい。酸エッチング処理段階は、市販のＡＤ－１０７Ｆ（上村工業製）エッチング液等を用い、温度５０～７５℃、処理時間０．５～５分、濃度２０～１００ｍＬ／Ｌの条件で酸エッチングを行うことが好ましい。酸エッチング処理の後、化合物除去工程が既に適用された場合では、通常のデスマット処理として、ＨＮＯ３を用い、温度１５～４０℃、処理時間１０～１２０秒、濃度：１０～６０％の条件でデスマット処理を行うことが好ましい。化合物除去工程が適用されていない場合には、デスマット処理に代えて、又は、これに加えて上述の化合物除去処理を実施しても良い。
　１ｓｔジンケート処理段階は市販のＡＤ－３０１Ｆ－３Ｘ（上村工業製）のジンケート処理液等を用い、温度１０～３５℃、処理時間０．１～５分、濃度１００～５００ｍＬ／Ｌの条件で行うことが好ましい。１ｓｔジンケート処理段階の後、ＨＮＯ３を用い、温度１５～４０℃、処理時間１０～１２０秒、濃度：１０～６０％の条件でＺｎ剥離処理を行うことが好ましい。その後、１ｓｔジンケート処理と同じ条件で２ｎｄジンケート処理段階を実施する。
　２ｎｄジンケート処理したアルミニウム合金基材表面に、下地めっき処理として無電解でのＮｉ－Ｐめっき処理工程が施される（図１（ａ）、（ｂ）のＳ１１０）。無電解でのＮｉ－Ｐめっき処理は、市販のニムデンＨＤＸ（上村工業製）めっき液等を用い、温度８０～９５℃、処理時間３０～１８０分、Ｎｉ濃度３～１０ｇ／Ｌの条件でめっき処理を行うことが好ましい。このような無電解でのＮｉ－Ｐめっき処理工程によって、下地めっき処理した磁気ディスク用のアルミニウム合金基盤が得られる。
Ｃ．磁気ディスク
　最後に、下地めっき処理した磁気ディスク用のアルミニウム合金基盤の表面を研磨により平滑し、表面に下地層、磁性層、保護膜及び潤滑層等からなる磁性媒体をスパッタリングにより付着させ、本発明に係る磁気ディスクとする（ステップＳ１１１）。
　なお、アルミニウム合金板（Ｓ１０５）とした後は、冷間圧延のように組織が変化する工程はないため、化合物の分布や成分が変化することはない。従って、アルミニウム合金基板（Ｓ１０８）の代わりに、アルミニウム合金板（Ｓ１０５）やディスクブランク（ステップＳ１０６）、アルミニウム合金基盤（ステップＳ１１０）、磁気ディスク（ステップＳ１１１）を用いて化合物の分布や成分等の評価を行ってもよい。
　以下に、本発明を実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　アルミニウム合金基板の実施例について説明する。表１～３に示す成分組成の各合金素材を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ１０１）。表１～３中「－」は、測定限界値未満を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次に、表４～６の条件でＮｏ．Ａ４０～４２、４９～５１及びＡＣ１６、２１～２３以外は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ法により鋳造し、厚さ２００ｍｍの鋳塊を作製してその両面を１０ｍｍ面削した（図１（ａ）のステップＳ１０２）。Ｎｏ．Ａ４０～４２、４９～５１及びＡＣ１６、２１～２３は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ法により鋳造し、厚さ８ｍｍの鋳造板を作製した（図１（ｂ）のステップＳ１０２）。次に、Ｎｏ．Ａ３～５とＡ４０～４２及びＡＣ１６以外は、３８０℃で２時間の均質化処理を施した（図１（ａ）のステップＳ１０３）。次に、Ａ４０～４２、４９～５１及びＡＣ１６、２１～２３以外は、熱間圧延開始温度３８０℃とし、熱間圧延終了温度を３００℃とする熱間圧延を行ない、厚さ３ｍｍの熱間圧延板とした（図１（ａ）のステップＳ１０４）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　Ｎｏ．Ａ１、Ａ３の合金については熱間圧延後に、Ａ４０の合金についてはＣＣ鋳造後に、３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）処理を施した。以上のようにして作製したＡ１～Ａ３９、Ａ４３～Ａ４８、ＡＣ１～ＡＣ１５、ＡＣ１７～ＡＣ１９の熱間圧延板、ならびに、Ａ４０～Ａ４２、４９～５１及びＡＣ１６、２１～２３のＣＣ鋳造板は、表４～６の条件で冷間圧延により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした（ステップＳ１０５）。このアルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状のものを打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ１０６）。
　このようにして作製したディスクブランクに、０．５ＭＰａの圧力下において２７０℃で３時間の加圧平坦化処理を施した（ステップＳ１０７）。次いで、加圧平坦化処理したディスクブランクに端面加工（切削加工）を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面５０μｍの研削加工）を行ってアルミニウム合金基板を作製した（ステップＳ１０８）。その後、ＡＤ－６８Ｆ（商品名、上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ－１０７Ｆ（商品名、上村工業製）により６５℃で１分の酸エッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした（ステップＳ１０９）。
　このようにして表面状態を整えた後に、ディスクブランクをＡＤ－３０１Ｆ－３Ｘ（商品名、上村工業製）の２０℃のジンケート処理液に０．５分間浸漬して表面にジンケート処理を施した（ステップＳ１０９）。なお、ジンケート処理は合計２回行い、ジンケート処理の間に室温の３０％ＨＮＯ３水溶液に２０秒間浸漬して表面を剥離処理した。ジンケート処理した表面に無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理液（ニムデンＨＤＸ（商品名、上村工業製））を用いてＮｉ－Ｐを１９．７μｍ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１．７μｍ）を行って磁気ディスク用のアルミニウム合金基盤とした（ステップＳ１１０）。
　上述の研削加工後のアルミニウム合金基板（ステップＳ１０８）、ならびに、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。なお、各試料については、３枚のディスクをめっき処理まで実施しているが、比較例７、９～１５のディスクでは、３枚全てでめっき剥離が生じていたため、これら比較例ではヤング率の測定と損失係数の測定、ならびに、ディスク・フラッタの測定は出来なかった。
〔ディスク・フラッタの測定〕
　めっき処理研磨（ステップＳ１１０）工程後のアルミニウム合金基盤を用いディスク・フラッタの測定を行った。ディスク・フラッタの測定は、市販のハードディスクドライブに空気の存在下、アルミニウム合金基盤を設置して測定を行った。ドライブはＳｅａｇａｔｅ製ＳＴ２０００（商品名）を用いて、モーター駆動はテクノアライブ製ＳＬＤ１０２（商品名）をモーターに直結することにより駆動させた。回転数は７２００ｒｐｍとし、ディスクは常に複数枚設置してその上部の磁気ディスクの表面にレーザードップラー計である小野測器製ＬＶ１８００（商品名）によって表面の振動を観察した。観察した振動は、小野測器製ＦＦＴ解析装置ＤＳ３２００（商品名）によってスペクトル分析した。観察はハードディスクドライブの蓋に孔を開けることにより、その穴からディスク表面を観察して行った。また、市販のハードディスクに設置されていたスクイーズプレートは外して評価を行った。
　フラッタリング特性の評価は、フラッタリングが現れる１５００～２０００Ｈｚのブロードなピークの最大変位（ディスクフラッタリング（ｎｍ））によって行った。このブロードなピークはＮＲＲＯ（Ｎｏｎ－Ｒｅｐｅａｔａｂｌｅ　Ｒｕｎ　Ｏｕｔ）と呼ばれ、ヘッドの位置決め誤差に対して大きな影響があることがわかっている。フラッタリング特性の評価は、空気中にて、１０ｎｍ以下の場合をＡ（優）、１０ｎｍを超えて２０ｎｍ以下をＢ（良）、２０ｎｍを超えて３０ｎｍ以下をＣ（可）、３０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
〔ヤング率〕
　上述の研削加工後のアルミニウム合金基板（ステップＳ１０８）から、６０ｍｍ×８ｍｍのサンプルを採取し、ヤング率を測定した。圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のサンプルの採取方法は、図２～４に示す通りである。ヤング率の測定は、日本テクノプラス株式会社製のＪＥ－ＲＴ型の装置を用い室温で行った。なお、加圧平坦化処理後のディスクブランクやアルミニウム合金基盤のめっきを剥離し、表面を１０μｍ研削した基板から試験片を採取して、ヤング率の測定評価を行ってもよい。
〔損失係数×板厚〕
　研削加工後のアルミニウム合金基板（ステップＳ１０８）から、６０ｍｍ×８ｍｍのサンプルを採取し、減衰法により損失係数を測定し、損失係数×板厚（ｍｍ）を算出した。圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のサンプルの採取方法は、図２～４に示す通りである。損失係数の測定は、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。なお、加圧平坦化処理後のディスクブランクやアルミニウム合金基盤のめっきを剥離し、表面を１０μｍ研削した基板から試験片を採取し、損失係数を測定して損失係数×板厚（ｍｍ）の評価を行ってもよい。
　以上の評価結果を、表７～９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表７、８に示すように、実施例１～５１では本発明で規定する特性を満たし、良好なフラッタリング特性を得ることが出来た。
　これに対して、比較例１では、アルミニウム合金のＦｅ含有量が少な過ぎたために、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例２では、アルミニウム合金のＭｎ含有量が少な過ぎたために、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例３では、アルミニウム合金のＳｉ含有量が少な過ぎたために、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例４では、アルミニウム合金のＮｉ含有量が少な過ぎたために、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例５では、アルミニウム合金のＣｒ含有量が少な過ぎたために、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例６では、アルミニウム合金のＺｒ含有量が少な過ぎたために、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例７では、アルミニウム合金のＣｕ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例８では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が多過ぎたために、０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例９では、アルミニウム合金のＺｎ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１０では、アルミニウム合金のＦｅ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１１では、アルミニウム合金のＭｎ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１２では、アルミニウム合金のＳｉ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１３では、アルミニウム合金のＮｉ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１４では、アルミニウム合金のＣｒ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１５では、アルミニウム合金のＺｒ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、フラッタリング特性が評価できず磁気ディスクとして不適であった。
　比較例１６、１７では、冷間圧延工程における上側ロールと下側ロールの回転速度差が大き過ぎたため、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例１８、１９では、冷間圧延工程における圧延速度が大き過ぎたため、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例２０では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が多過ぎたために、０°方向のヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例２１では、冷間圧延工程における上側ロールと下側ロールの回転速度差が大き過ぎたため、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　比較例２２、２３では、冷間圧延工程における圧延速度が大き過ぎたため、４５°方向におけるヤング率が小さく、フラッタリング特性が劣った。
　本発明により、良好なフラッタリング特性を有する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が得られる。

Claims (8)

  1. 　Ｆｅ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５～１８．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～８．００ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％及びＺｒ：０．０５～３．００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向のヤング率が６７ＧＰａ以上であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  2. 　前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．００３～８．０００ｍａｓｓ％を更に含有する、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. 　前記アルミニウム合金が、Ｍｇ：０．０５～０．９０ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．００５～８．０００ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種を更に含有する、請求項１又は２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  4. 　前記アルミニウム合金が、含有量の合計が０．００５～０．５００ｍａｓｓ％のＴｉ、Ｂ及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  5. 　前記基板の圧延方向から０°方向、４５°方向及び９０°方向の損失係数と板厚（ｍｍ）の積が０．７×１０－３（ｍｍ）以上である、請求項１～４のいずれか一項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
  6. 　請求項１～５のいずれか一項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面に、無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理層とその上の磁性体層が設けられていることを特徴とする磁気ディスク。
  7. 　請求項１～５のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて半連続鋳造法によって鋳塊を鋳造する半連続鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、加圧焼鈍したディスクブランクに切削加工と研削加工を施す切削・研削工程とを含み、前記冷間圧延工程において、上側ロールと下側ロールの回転速度差を５％以下とし、圧延速度を１０００ｍ／分以下とす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の製造方法。
  8. 　請求項１～５のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、前記アルミニウム合金を用いて連続鋳造法によって鋳造板を鋳造する連続鋳造工程と、連続鋳造した鋳造板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、加圧焼鈍したディスクブランクに切削加工と研削加工を施す切削・研削工程とを含み、前記冷間圧延工程において、上側ロールと下側ロールの回転速度差を５％以下とし、圧延速度を１０００ｍ／分以下とす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の製造方法。
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