WO2020184038A1 - 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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WO2020184038A1
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less
blank
aluminum alloy
magnetic disk
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PCT/JP2020/005299
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宥章 吉崎
孝裕 泉
泰史 大塚
梅田　秀俊
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株式会社神戸製鋼所
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    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G—PHYSICS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy blank for a magnetic disk and an aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • HDD hard disk drives
  • Patent Document 1 discloses a method for manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk, which simultaneously satisfies the contradictory characteristics of refinement of crystal grains and reduction of plating pit defects.
  • Patent Document 2 has sufficient impact resistance to the extent that it is not deformed by an impact when dropped even when the thickness is thinned, and minute waviness is unlikely to occur on the plated surface after plating.
  • Aluminum alloy blanks for magnetic disks and aluminum alloy substrates for magnetic disks with few surface defects are disclosed.
  • Patent Document 1 Although reduction of plating pit defects is studied for an aluminum alloy substrate for a magnetic disk, impact resistance is not sufficiently studied. Therefore, the technique described in Patent Document 1 has room for improvement in terms of impact resistance.
  • Patent Document 2 not only reduction of surface defects but also impact resistance is studied for blanks and substrates for magnetic disks.
  • the technique described in Patent Document 2 contains a relatively large amount of Mn in the blank or substrate, and the content of this Mn may reduce grindability (easiness of grinding during processing). is there. Therefore, blanks and substrates for magnetic disks that can exhibit excellent impact resistance and smoothness of the Ni-P plating film surface without relatively increasing the Mn content as in the technique described in Patent Document 2. Is desired to be created.
  • an object of the present invention to provide an aluminum alloy blank for magnetic disks and an aluminum alloy substrate for magnetic disks, which are excellent in impact resistance and smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks and the aluminum alloy substrate for magnetic disks according to the present invention have Mg: 5.0% by mass or more and 7.0% by mass or less, Cr: 0.05% by mass or more and 0.35% by mass or less.
  • the balance is composed of Al and unavoidable impurities, and the maximum length of the Mg-Si-based metal compound on the surface is 3 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy blank for a magnetic disk and the aluminum alloy substrate for a magnetic disk according to the present invention include a core material and a skin material provided on at least one surface of the core material, and the skin material is Mg: 5. It contains 0.0% by mass or more and 7.0% by mass or less, Cr: 0.05% by mass or more and 0.35% by mass or less, Cu: 0.10% by mass or less, Zn: 0.40% by mass or less, Mn. : Less than 0.10% by mass, Fe: 0.025% by mass or less, Si: 0.025% by mass or less, the balance is composed of Al and unavoidable impurities, and the maximum amount of Mg-Si metal-based compound on the surface. The length is 3 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks and the aluminum alloy substrate for magnetic disks are excellent in impact resistance and smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks and the aluminum alloy substrate for magnetic disks according to the present invention preferably have a proof stress of 140 MPa or more. According to such a configuration, the aluminum alloy blank for a magnetic disk and the aluminum alloy substrate for a magnetic disk can exhibit more excellent impact resistance.
  • the aluminum alloy blank for magnetic disks and the aluminum alloy substrate for magnetic disks of the present invention are excellent in impact resistance and smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • FIG. 1 is a schematic diagram illustrating an outline of an impact resistance tester for evaluating impact resistance.
  • FIG. 2 is a schematic view of an HDD to which a blank used for evaluation of impact resistance is attached.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the proof stress of the blank and the amount of change in flatness.
  • the blank according to the present embodiment contains a predetermined amount of Mg and Cr, Cu, Zn, Mn, Fe and Si are less than a predetermined amount or less than a predetermined amount, and the balance is Al and unavoidable impurities. Further, in the blank according to the present embodiment, it is preferable that the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound on the surface is not more than a predetermined value and the proof stress is not more than a predetermined value.
  • Mg is an element effective for improving the yield strength of blanks. If the amount of Mg is less than 5.0% by mass, sufficient proof stress cannot be obtained and the impact resistance of the blank is lowered. On the other hand, when the amount of Mg exceeds 7.0% by mass, the cracking sensitivity at high temperature becomes high. Therefore, cracks are likely to occur during hot rolling, which makes rolling difficult. Therefore, the amount of Mg is set to 5.0% by mass or more and 7.0% by mass or less.
  • the amount of Mg is preferably 5.5% by mass or more, more preferably 6.0% by mass or more, from the viewpoint of obtaining a higher proof stress.
  • the amount of Mg is preferably 6.5% by mass or less from the viewpoint of reducing the cracking sensitivity at high temperatures.
  • Cr 0.05% by mass or more and 0.35% by mass or less
  • Cr is an element effective for improving the yield strength of the blank. Then, Cr crystallizes as a fine compound during casting and precipitates as a fine compound during homogenization heat treatment to suppress the growth of crystal grains during homogenization heat treatment and hot rolling treatment. Further, Cr has an effect of suppressing abnormal growth of recrystallized grains and homogenizing the structure. If the amount of Cr is less than 0.05% by mass, these effects cannot be obtained.
  • the amount of Cr is set to 0.05% by mass or more and 0.35% by mass or less.
  • the amount of Cr is preferably 0.10% by mass or more, more preferably 0.15% by mass or more, still more preferably 0.20% by mass or more, from the viewpoint of sufficiently obtaining each of the above-mentioned effects.
  • the amount of Cr is preferably 0.30% by mass or less from the viewpoint of further improving the smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • Cu is an element effective for improving the Ni-P plating property of a blank.
  • Cu is uniformly dissolved in the blank and has the effect of uniformly and finely depositing Zn ions in the zincate bath on the surface of the blank (more specifically, the substrate) in the zincate treatment of the pre-plating treatment. That is, by containing Cu, the zincate film can be uniformly formed, and the generation of nodules on the surface of the Ni-P plating film can be suppressed.
  • the amount of Cu is set to 0.10% by mass or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.05% by mass or less from the viewpoint of further improving the smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • the amount of Cu is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.03% by mass or more, still more preferably 0.04% by mass or more, from the viewpoint of sufficiently obtaining the above-mentioned effects.
  • Zn is an element effective for improving the Ni-P plating property of a blank.
  • Zn is uniformly dissolved in the blank and has the effect of uniformly and finely depositing Zn ions in the zincate bath on the surface of the blank (more specifically, the substrate) in the zincate treatment of the pre-plating treatment. That is, by containing Zn, the zincate film can be uniformly formed, and the generation of nodules on the surface of the Ni-P plating film can be suppressed.
  • the amount of Zn increases, Zn is uniformly precipitated in the blank, and in the acid etching treatment of the plating pretreatment performed on the substrate, it becomes easy to serve as an etching starting point and a Zn ion precipitation base at the zincating treatment. Therefore, by including Zn, the effect of suppressing the step due to the crystal grains can be exhibited.
  • the amount of Zn exceeds 0.40% by mass, the precipitated nuclei of Zn become larger, and the pits formed by the acid etching treatment performed as the pre-plating treatment also become larger. Therefore, if the amount of Zn exceeds 0.40% by mass, the smoothness of the surface of the Ni-P plating film is lowered.
  • the amount of Zn exceeds 0.40% by mass, the Al—Mg—Zn-based intermetallic compound is precipitated at the grain boundary, so that the grain boundary portion is overetched in the acid etching treatment performed as the pre-plating treatment, and Ni -The generation of nodules on the surface of the P plating film becomes large. Further, when the amount of Zn exceeds 0.40% by mass, the Al—Mg—Zn-based intermetallic compound is also dissolved to form pits, which remain even after plating. Therefore, the amount of Zn is set to 0.40% by mass or less.
  • the amount of Zn is preferably 0.33% by mass or less, more preferably 0.25% by mass or less, from the viewpoint of further improving the smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • the amount of Zn is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.05% by mass or more, still more preferably 0.10% by mass or more, from the viewpoint of sufficiently obtaining each of the above-mentioned effects.
  • Mn lowers the grinding rate in mirror finishing of blanks as the amount of addition increases.
  • the amount of Mn is set to less than 0.10% by mass.
  • the amount of Mn is preferably 0.06% by mass or less, more preferably 0.03% by mass or less, still more preferably 0% by mass, from the viewpoint of further improving grindability.
  • the lower limit is set for the amount of Mn, it can be 0.0001% by mass.
  • Fe (Fe: 0.025% by mass or less) Fe is usually mixed in the Al alloy as an unavoidable impurity in the bare metal, and an Al—Fe intermetallic compound is crystallized in the casting process. If the amount of Fe exceeds 0.025% by mass, the Al—Fe intermetallic compound may fall off from the surface of the blank to form pits during mirror surface processing such as cutting or grinding when manufacturing a substrate. .. Further, the Al—Fe intermetallic compound may be dissolved by the acid etching treatment to form pits. The pits formed in this way may reduce the smoothness of the surface of the plating film formed by the plating treatment. Therefore, the amount of Fe is set to 0.025% by mass or less. The amount of Fe is preferably 0.022% by mass or less, more preferably 0.017% by mass or less, from the viewpoint of reducing the size of the Al—Fe intermetallic compound.
  • Fe is mixed in the Al alloy as an unavoidable impurity in the bare metal, so it is very difficult to set it to 0% by mass.
  • the amount of Fe is preferably 0% by mass, but if it is in the range of 0.005% by mass or more and 0.025% by mass or less, it has an effect of improving grindability and proof stress, and finely recrystallized grains are ginted. The effect of improving the homogeneity of the treatment can be expected. Therefore, when the lower limit of the Fe amount is set from the viewpoint of cost and from the viewpoint of obtaining these effects, it can be 0.005% by mass, and can be 0.010% by mass. If Fe is 0.025% by mass or less, it can be positively contained.
  • Si (Si: 0.025% by mass or less) Si is usually mixed in the Al alloy as an unavoidable impurity in the bare metal, and in the process of casting the ingot of the Al alloy or the like, between the Mg-Si based metal on the ingot of the Al alloy or the plate surface. Produces a compound. If the amount of Si exceeds 0.025% by mass, the Mg-Si intermetallic compound may fall off from the surface of the blank and pits may be formed during mirror finishing such as cutting or grinding when manufacturing a substrate. .. Further, the Mg-Si intermetallic compound may be dissolved by the acid etching treatment of the pre-plating treatment to form pits.
  • the amount of Si exceeds 0.025% by mass, the number of pits on the plated surface increases (that is, surface defects increase). Such a situation can be avoided by setting the amount of Si to 0.025% by mass or less. Therefore, the amount of Si is set to 0.025% by mass or less.
  • the amount of Si is preferably 0.020% by mass or less, more preferably 0.015% by mass or less, from the viewpoint of reducing the Mg-Si intermetallic compound.
  • Si is not contained, but it is very difficult to set it to 0% by mass because it is mixed in the Al alloy as an unavoidable impurity in the bare metal as described above.
  • the amount of Si is 0.025% by mass or less, but when the lower limit is set for the amount of Si from the viewpoint of cost, it can be 0.005% by mass, and 0.008% by mass. it can. If Si is 0.025% by mass or less, it can be positively contained.
  • the rest is Al and unavoidable impurities
  • the basic components of the chemical components constituting the blank according to the present embodiment are as described above, and the remaining components are Al and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities are impurities that are inevitably mixed in when the material is dissolved, and are contained within a range that does not impair various properties of the blank. Examples of unavoidable impurities include Ni, Ti, Na, Pb, Be, Ca, Zr, V, B and the like. Further, the above-mentioned Cu, Zn, Mn, Fe and Si may also be contained as unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities do not inhibit the effect of the present invention if they are 0.005% by mass or less individually and 0.015% by mass or less in total. Therefore, in the present invention, unavoidable impurities may be contained within a range that does not impair the effect of the present invention, and even when positively added within a range that does not impair the effect of the present invention. It does not interfere with the effectiveness of the invention (ie, these aspects are also within the technical scope of the invention).
  • the chemical composition of the blank according to the present embodiment can be carried out, for example, by appropriately adjusting the amount of the element added when melting the Al alloy. Further, the content of unavoidable impurities can be adjusted (regulated) by, for example, using a bare metal refined by a three-layer electrolysis method or eliminating these by using a segregation method.
  • a coarse Mg-Si intermetallic compound having a maximum length of more than 3 ⁇ m lowers the grinding rate in mirror finishing of a blank or the like. Therefore, the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound is set to 3 ⁇ m or less.
  • the maximum length of the Mg-Si-based intermetallic compound is preferably 2 ⁇ m or less from the viewpoint of improving the smoothness and grindability of the Ni-P plating film surface. The smaller the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound is, the more preferable it is, and the lower limit is not particularly specified, but is, for example, 0.5 ⁇ m.
  • the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound can be controlled by the Si content, the conditions of the homogenization heat treatment (particularly temperature), and the time from the end of the homogenization heat treatment to the end of hot rolling. .. The same applies to the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound of the substrate, which will be described later.
  • the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound can be measured by the following method. For example, first, the blank surface is cut with a diamond bite to make a mirror surface, and this surface is 1000 using SEM (JSM-5500 manufactured by JEOL Ltd.) and particle analysis software (disk surface inspection software Ver.2.0). 20 fields of view (total 0.2 mm 2 ) are photographed at a magnification of 2 to obtain a COMPO image (composition image). The threshold value is set to the gray matrix part, and the part that appears blacker than the matrix part (matrix) is regarded as the Mg-Si intermetallic compound, and the absolute maximum length (particles) of each Mg-Si intermetallic compound is regarded as the compound. The maximum value of the distance between any two points on the contour line of. Then, among the absolute maximum lengths of the obtained Mg-Si intermetallic compounds, the largest length is defined as "the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound".
  • the blank is straightened and annealed during the manufacturing process.
  • the proof stress of the blank according to the present embodiment produced by performing straightening annealing is preferably 140 MPa or more.
  • Examples of the condition for corrective annealing include a condition of holding at 300 to 400 ° C. for 2 to 7 hours.
  • the proof stress of the blank is preferably 143 MPa or more, more preferably 155 MPa or more, and further preferably 160 MPa or more.
  • the upper limit of the proof stress is not particularly specified, but is 220 MPa, for example.
  • the yield strength of the blank can be controlled by the content of Mg and Cr. The same applies to the proof stress of the substrate, which will be described later.
  • Mechanical properties such as proof stress can be obtained, for example, by preparing a test piece from a blank or substrate in accordance with JIS Z 2241: 2011 and performing a metal material tensile test.
  • the substrate according to the present embodiment is manufactured by cutting the end face of the blank according to the above-described embodiment (end face processing) and grinding the surface (main surface) (mirror surface processing).
  • the substrate may also be referred to as a grind substrate.
  • the substrate according to the present embodiment has the same chemical composition and composition as the blank according to the present embodiment described above. Therefore, it has the mechanical characteristics required as a substrate, and the substrate is not easily distorted during handling, and even if it is thinned, it has sufficient impact resistance to the extent that it will not be deformed by the impact when dropped.
  • the surface of the Ni-P plating film is excellent in smoothness. Therefore, the substrate according to the present embodiment can be suitably used for, for example, a 3.5-inch HDD.
  • the substrate according to the present embodiment, which has excellent impact resistance and excellent smoothness on the surface of the Ni-P plating film is applied to, for example, a 2.5-inch HDD for mobile use. Also exhibits the above-mentioned excellent characteristics (the same applies to the above-mentioned blank).
  • the numerical range of the chemical composition, proof stress, and intermetallic compound of the substrate is the same as that of the blank.
  • the blank according to the present embodiment can be manufactured by a manufacturing method and equipment under the general conditions for manufacturing a substrate for a magnetic disk, except for some conditions.
  • a casting step of melting an Al alloy having the above-mentioned chemical composition and casting an ingot adjusted to the above-mentioned chemical composition a homogenization heat treatment step of subjecting the cast ingot to a homogenization heat treatment, and a homogenization heat treatment are performed.
  • a blank can be manufactured by a manufacturing method including a punching step of punching the obtained aluminum alloy plate in an annular shape and a straightening and anneading step of applying straightening and rolling to the punched substrate in this order. If necessary, intermediate annealing may be performed before the cold rolling step or during the cold rolling step. Hereinafter, each step will be described in detail.
  • the raw material is melted and cast by a known casting method.
  • an inert gas such as argon (Ar)
  • Ar argon
  • the casting temperature is preferably, for example, 680 to 720 ° C.
  • the homogenizing heat treatment step After chamfering the ingot of the Al alloy, for example, it is performed at 500 to 550 ° C. for 1 to 20 hours.
  • the Mg-Si intermetallic compound such as Mg 2 Si can be sufficiently dissolved. If the temperature of the homogenization heat treatment is less than 500 ° C., the Mg-Si intermetallic compound becomes coarse. On the other hand, if the temperature of the homogenizing heat treatment exceeds 550 ° C., the surface of the ingot melts.
  • the time of the homogenizing heat treatment is not particularly specified, but is more preferably 4 hours or more.
  • the surface scraping amount can be appropriately changed in consideration of the degree of segregation, but the amount is preferably in the range of 3 to 20 mm per side, for example.
  • the hot rolling start temperature is set to 540 ° C. or lower, and the time from the end of homogenization heat treatment (when taken out from the soaking furnace) to the end of hot rolling is set to 30 minutes or less.
  • the hot rolling start temperature exceeds 540 ° C., cracks occur during hot rolling.
  • the hot rolling start temperature is preferably 530 ° C. or lower from the viewpoint of further suppressing the occurrence of cracks during hot rolling.
  • the time from the end of the homogenizing heat treatment to the end of hot rolling exceeds 30 minutes, the Mg-Si intermetallic compound becomes coarse.
  • the time from the end of the homogenization heat treatment to the end of hot rolling is preferably within 10 minutes, more preferably within 5 minutes from the viewpoint of further suppressing the coarsening of the Mg-Si intermetallic compound.
  • the hot rolling end temperature is less than 300 ° C., a ruders pattern will occur in the subsequent cold rolling process. Since the ruders pattern does not remain on the surface after grinding, the function as a magnetic disk is not impaired, but the appearance of the Al alloy plate or blank before grinding is impaired. Therefore, in order to prevent this, the hot rolling end temperature is preferably 300 ° C. or higher.
  • the target blank plate thickness is obtained. Specific examples of the plate thickness include 0.5 to 1.3 mm. If necessary, intermediate annealing may be performed before cold rolling or during cold rolling.
  • the cold-rolled plate material is tempered as necessary, and then an aluminum alloy plate is used so that it can be applied to, for example, a substrate for a 3.5-inch HDD and a substrate for a 2.5-inch HDD. Punch into the desired shape.
  • the substrate according to the present embodiment is sub-straightened by, for example, a manufacturing method in which a cutting process (end face processing) for cutting the end face of the blank and a grinding process (mirror surface processing) for grinding the surface (main surface) of the blank are performed. A straight can be manufactured.
  • Magnetic disk and its manufacturing method In the method of manufacturing a magnetic disk, first, the surface of the substrate is acid-etched to form an electroless Ni-P plating film, and then the surface is polished (note that the sub having an electroless Ni-P plating film formed). Straights are sometimes referred to as plated substrate). Next, on the surface of this substrate, a base film for enhancing magnetic properties, a magnetic film made of Co-based alloy, a protective film made of C (carbon) for protecting the magnetic film, and the like are formed by sputtering or the like. This makes it possible to manufacture a magnetic disk.
  • the electroless Ni-P plating film, the base film, the magnetic film, and the protective film can be formed under the conditions generally used in manufacturing a magnetic disk.
  • the main difference between the blank and the substrate in this embodiment is whether or not grinding (mirror finishing) is performed. Therefore, the measurement result of the proof stress performed on the substrate and the measurement result of the intermetallic compound can be regarded as the measurement result of the blank as it is, and vice versa.
  • the blank and substrate according to another embodiment are composed of a laminated material including a "core material” and a “skin material” provided on at least one surface of the core material.
  • the laminated material as a whole satisfies the above-mentioned "proof stress" requirement of the single-layer material.
  • the blank and substrate skin materials according to another embodiment preferably satisfy the requirements of "composition of each component" and "maximum length of Mg-Si intermetallic compound on the surface" of the single-layer material described above.
  • the core material of the blank and the substrate according to another embodiment is not particularly limited, but for example, Al—Mn based alloy, Al—Ni based alloy, Al—Fe based alloy, Al—Mn—Ni based alloy, Al—Ni— Mn-based alloys, Al-Mn-Fe-based alloys, Al-Fe-Mn-based alloys, Al-Ni-Fe-based alloys, Al-Fe-Ni-based alloys, Al-Mn-Ni-Fe-based alloys, Al-Mn- Examples include those consisting of Fe—Ni based alloys, Al—Ni—Mn—Fe based alloys, Al—Ni—Fe—Mn based alloys, Al—Fe—Mn—Ni based alloys, and Al—Fe—Ni—Mn based alloys.
  • the core material contains Mn: 0.1% by mass or more and 3.0% by mass or less, Ni: 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less, and Fe: 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less. % Or less, Si: 0.1% by mass or more and 15% by mass or less, Cr: 0.01% by mass or more and 2.0% by mass or less, and the balance is composed of Al and unavoidable impurities. ..
  • the core material may contain Fe, Mn or Ni alone, or may contain two types of Fe and Mn, Mn and Ni, or Ni and Fe, and may contain all Fe, Mn and Ni. However, it is not particularly limited as long as the upper limit of the total content thereof is 5% by mass. Further, Mg may be further contained in the above-mentioned system alloy in the range of 1.0% by mass or more and 3.0% by mass or less.
  • the remaining components of the core material of the blank and the substrate according to another embodiment are Al and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Cu, Zn, Ti, Na, Pb, Be, Ca, Zr, V, B and the like.
  • the above-mentioned Ni, Mn, Fe, Si and Cr may also be contained as unavoidable impurities. These unavoidable impurities do not inhibit the effect of the present invention if they are 0.005% by mass or less individually and 0.015% by mass or less in total.
  • unavoidable impurities may be contained within a range that does not impair the effect of the present invention, and even when positively added within a range that does not impair the effect of the present invention. It does not interfere with the effectiveness of the invention (ie, these aspects are also within the technical scope of the invention).
  • the thickness of the blank and the substrate according to another embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 1.3 mm as in the case of the single layer material.
  • the clad ratio of the skin materials (the ratio of the thickness of each skin material when the thickness of the laminated material is 100%) in the blank and the substrate according to another embodiment is 3 to 50%, preferably 5 to 5 to. It may be 30%.
  • the blank according to another embodiment can be manufactured by the manufacturing method and equipment under the general conditions for manufacturing a substrate for a magnetic disk, except for some conditions, in the case of a laminated material as in the case of a single-layer material. it can.
  • a casting step of melting an Al alloy having the above-mentioned chemical composition and casting an ingot adjusted to the above-mentioned chemical composition, and a homogenization heat treatment step of subjecting the cast ingot to a homogenization heat treatment is manufactured by a manufacturing method including a hot rolling step of hot rolling an ingot that has undergone homogenization heat treatment to obtain a hot rolled plate in this order.
  • a casting step of melting the Al alloy of the above-mentioned chemical component and casting an ingot adjusted to the above-mentioned chemical component and a homogenization heat treatment step of subjecting the cast ingot to a homogenization heat treatment are performed.
  • the core material is manufactured by a manufacturing method including this order.
  • a homogenizing heat treatment step of applying a homogenizing heat treatment to the laminated material, a hot rolling process of hot rolling the laminated material, and a laminated material.
  • a cold rolling step of rolling to a desired thickness a punching step of punching a laminated material obtained by cold rolling in an annular shape, and a straightening anneading step of performing straightening and annealing on the punched laminated material are included.
  • a blank (laminated material) can be manufactured depending on the manufacturing method. The conditions in each step are as follows.
  • the above-mentioned “casting step” and “homogenization” of the single-layer material are performed. It is carried out so as to satisfy the conditions shown in “heat treatment step” and “heat treatment step” (particularly, the temperature and time of homogenization heat treatment and the time from the end of homogenization heat treatment to the end of hot rolling).
  • the core material casting step and the homogenizing heat treatment step may be carried out so as to satisfy the conditions shown in the above-mentioned "casting step” and "homogenizing heat treatment step” of the single-layer material.
  • Examples of the stacking method in the stacking step include conventionally known methods, for example, a method of hanging a band on both ends of a core material and a skin material, a method of welding and fixing.
  • the homogenizing heat treatment on the laminated material may be carried out under the conditions of, for example, 500 to 550 ° C. and 1 to 20 hours.
  • the hot rolling of the laminated material may be carried out under the conditions that, for example, the starting temperature is 510 to 540 ° C., and the time from the end of the homogenizing heat treatment to the end of the hot rolling is within 30 minutes.
  • Cold rolling on the laminated material may be carried out, for example, so that the plate thickness is 0.5 to 1.3 mm.
  • the punching step for the laminated material may be carried out so as to satisfy the conditions shown in the "punching step" for the single-layer material described above. Further, the straightening annealing step for the laminated material may be carried out so as to satisfy the conditions shown in the above-mentioned "straightening annealing step” for the single-layer material, but the holding time is set as long as 7 to 9 hours. May be good.
  • the slice milling method described in paragraph 0048 of Japanese Patent No. 5271094 may be applied to the respective manufacturing methods of the heartwood and the skin material.
  • the ingots obtained by melting and casting the Al alloy for the core material and the Al alloy for the skin material are face-cut and homogenized heat-treated, respectively, and the ingot for the skin material and the ingot for the core material are subjected to surface grinding and homogenization heat treatment, respectively. (Heartwood) is manufactured.
  • the ingot for the skin material is further face-cut and homogenized heat-treated, and then sliced to a desired thickness for production.
  • it is necessary to appropriately control the homogenizing heat treatment conditions and the hot rolling conditions after the laminating step so as to satisfy the conditions shown in the above-mentioned single layer material.
  • the method of manufacturing a substrate or a magnetic disk using a blank (laminated material) is the same as in the case of a single layer material.
  • Example 1 Single layer material
  • Example 1 Single layer material
  • the conditions for DC casting are a casting speed of 80 mm / min, a casting temperature of 720 ° C (holding furnace temperature, strictly speaking, in the range of 700 to 720 ° C because it is cooled when passing through a gutter).
  • the mass size was 150 mm in height ⁇ 400 mm in width ⁇ 400 mm in length.
  • the obtained ingot was cut into a height of 40 mm, a width of 150 mm, and a length of 200 mm, both sides were faced by 2 mm, and homogenized heat treatment was performed under the conditions shown in Table 1.
  • the obtained hot-rolled plate was cold-rolled.
  • the cold rolling was passed a plurality of times so that the material temperature did not exceed 100 ° C., and finally the plate thickness was 0.8 mm.
  • this cold-rolled plate was punched into a ring shape having a size of 3.5 inches (outer diameter of about 95 mm, inner diameter of about 25 mm), stacked, and subjected to straightening annealing. Straightening annealing was performed by holding at 320 ° C. for 3 hours.
  • the material after the homogenizing heat treatment is hot-rolled (starting temperature 520 ° C., finishing thickness 5 mm) with the time from the end of the homogenizing heat treatment (when taken out from the soaking furnace) to the end of hot rolling being 3 minutes. ) Was performed.
  • the obtained hot-rolled plate was cold-rolled.
  • the cold rolling was passed a plurality of times so that the material temperature did not exceed 100 ° C., and finally the plate thickness was 1.3 mm.
  • this cold-rolled plate was punched into a ring shape having a size of 3.5 inches (outer diameter of about 95 mm, inner diameter of about 25 mm), stacked, and subjected to straightening annealing. Straightening annealing was performed by holding at 320 ° C. for 3 hours.
  • the threshold value is set to the gray matrix part, and the part that appears blacker than the matrix part (matrix) is regarded as the Mg-Si intermetallic compound, and the absolute maximum length (particles) of each Mg-Si intermetallic compound is regarded as the compound. The maximum value of the distance between any two points on the contour line of the above) was measured. Then, among the absolute maximum lengths of the obtained Mg-Si intermetallic compounds, the largest length was defined as "the maximum length of the Mg-Si intermetallic compound".
  • a Ni-P plating film does not grow on the intermetallic compound, and a Ni-P plating film grown from the periphery thereof. Will cover this intermetallic compound.
  • pores in which the Ni-P plating solution and the like remain are formed at the interface between the Ni-P plating film and the substrate, and Ni- is generated by heating during sputtering of the magnetic film performed after the Ni-P plating process. Blisters occur on the surface of the P plating film, resulting in poor smoothness.
  • the smoothness of the Ni-P plating film surface is excellent in the absence of Mg-Si intermetallic compounds having a maximum length of more than 3 ⁇ m (3.00 ⁇ m). The smoothness of the surface was judged to be acceptable ( ⁇ ). On the other hand, if an Mg-Si intermetallic compound having a maximum length of more than 3 ⁇ m (3.00 ⁇ m) is present, it is presumed that the smoothness of the Ni-P plating film surface is inferior. The smoothness of the surface was judged to be unacceptable (x).
  • the impact resistance tester 1 the aluminum plate 3 to which the test body 10 was fixed was lifted and dropped to a position where the lower surface of the aluminum plate 3 was at a height of 600 mm from the upper surface of the aluminum block 2. Then, this dropping operation was repeated a total of 5 times. Then, the blank 11 was removed from the HDD 12 of the test body 10, and the flatness of the surface of the blank 11 was measured. Both the upper surface and the lower surface of the aluminum block 2 and the aluminum plate 3 are surface-cut, and in the above-mentioned drop operation, the impact between metals due to the lower surface of the aluminum plate 3 colliding with the upper surface of the aluminum block 2 is tested. It is given to the blank 11 of the body 10.
  • the table shows the component compositions of blanks and substrates, and the results of measurement or evaluation in the above [1] to [3].
  • the underline in the table indicates that the requirements specified in the present invention are not satisfied.
  • the blank and the substrate according to the present invention are excellent in impact resistance and smoothness of the Ni-P plating film surface.
  • Example 2 Laminated material
  • Prototype with book mold: Preparation of test material First, the material for the skin material was dissolved, and No. The composition was adjusted so as to have the chemical composition shown in 21, and the ingot was cast in a mold (book mold). The size of the mold was 50 mm in height ⁇ 145 mm in width ⁇ 200 mm in length, and the casting temperature was 720 ° C. Next, both sides of the obtained ingot were faced by 2 mm, and homogenized heat treatment was performed under the conditions shown in Table 3.
  • the material after the homogenizing heat treatment is hot-rolled (starting temperature 540 ° C., finishing thickness 3 mm) with the time from the end of the homogenizing heat treatment (when taken out from the soaking furnace) to the end of hot rolling being 3 minutes. ) Was performed.
  • the material for the core material was dissolved, Cr: 0.21% by mass, Cu: 0.17% by mass, Zn: 0.14% by mass, Mn: 2.0% by mass, Fe: 0.058% by mass, The components were adjusted so that Si: 0.019% by mass, the balance was Al and unavoidable impurities, and the ingot was cast in a mold (book mold).
  • the size of the mold was 50 mm in height ⁇ 145 mm in width ⁇ 200 mm in length, and the casting temperature was 720 ° C.
  • both sides of the obtained ingot were faced by 13 mm, and homogenized heat treatment was performed at 540 ° C. for 4 hours.
  • the skin material (thickness 3 mm), the core material (thickness 24 mm), and the skin material (thickness 3 mm) were welded together to form a three-layer clad material.
  • this clad material is put into a furnace at 540 ° C., heated to 540 ° C., and then subjected to a homogenizing heat treatment for holding for 1 hour and 30 minutes, and then from the end of the homogenizing heat treatment to the end of hot rolling.
  • Hot rolling (finishing thickness 3 mm) was performed with a time of 3 minutes.
  • the obtained hot-rolled plate was cold-rolled. The cold rolling was passed a plurality of times so that the material temperature did not exceed 100 ° C., and finally the plate thickness was 0.5 mm.
  • the ratio of the thickness of the skin material, the core material, and the skin material was about 10%: 80%: 10%.
  • this cold-rolled plate was punched into a ring shape of 3.5 inch size (outer diameter about 95 mm, inner diameter about 25 mm), stacked, and subjected to straightening annealing.
  • the straightening annealing was carried out by holding in the range of 260 ° C. to 320 ° C. for 8 hours.
  • the table shows the composition of the blank skin material and the results of proof stress.
  • the underline in the table indicates that the requirements specified in the present invention are not satisfied.

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Abstract

耐衝撃性、および、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れ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を提供する。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、Ｍｇ、Ｃｒを所定量含有し、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉが所定量以下（または所定量未満）であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるとともに、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを規定したものである。

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。
　情報のデジタル化やインターネットの普及に伴い大量のデジタルデータが取り扱われることとなり、データセンターを中心にハードディスクドライブ（ＨＤＤ）の大容量化が求められている。そして、ＨＤＤの大容量化を実現すべく、ＨＤＤ一台あたりの磁気ディスクの搭載枚数を増やすために、磁気ディスクの薄肉化が検討されている。
　そして、磁気ディスクの薄肉化の検討では、３．５インチＨＤＤに搭載されている磁気ディスクの板厚を従来の約１．３ｍｍから、０．８ｍｍまたはそれ以下に薄くすることが提案されている。
　ここで、磁気ディスクの薄肉化の課題として、落下時の衝撃によって磁気ディスクが変形してしまうことが挙げられる。加えて、大容量のＨＤＤとしては、外径の大きい３．５インチＨＤＤを用いるのが主流であるが、外径が大きくなるに伴い最大曲げ応力が低下し、変形し易くなる。
　このような磁気ディスクの変形は、矯正焼鈍を行った後のブランクやサブストレートの耐衝撃性を向上させることで対応できる。しかしながら、ＨＤＤの大容量化、および、磁気ディスクの薄肉化に伴い、磁気ディスク用材料の耐衝撃性に要求されるレベルも高まっている。
　また、磁気ディスク用材料に対しては、例えば、サブストレートに無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理を行った後、ノジュールやガスピット、フクレなどのめっき欠陥が発生しない優れためっき性が要求されている。なお、めっき欠陥が発生すると、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性が低下する。
　このような磁気ディスク用材料に関して、次のような技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、結晶粒の微細化とめっきピット欠陥低減の相反する特性を同時に満たす磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。
　また、例えば、特許文献２には、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、かつ表面欠陥の少ない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が開示されている。
日本国特許第５１９９７１４号公報 日本国特許第５８１５１５３号公報
　特許文献１では、磁気ディスク用のアルミニウム合金基板に関し、めっきピット欠陥の低減について検討されているものの、耐衝撃性については十分に検討されていない。
　よって、特許文献１に記載の技術は、耐衝撃性に関して改善の余地が存在する。
　一方、特許文献２では、磁気ディスク用のブランクやサブストレートに関して、表面欠陥の低減だけでなく、耐衝撃性についても検討されている。
　ただし、特許文献２に記載の技術は、比較的多くのＭｎをブランクやサブストレートに含有させており、このＭｎの含有量では、研削性（加工時の研削し易さ）が低下するおそれがある。
　よって、特許文献２に記載の技術のようにＭｎの含有量を比較的多くすることなく、優れた耐衝撃性やＮｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性を発揮できる磁気ディスク用のブランクおよびサブストレートの創出が望まれている。
　そこで、本発明は、耐衝撃性、および、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れ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を提供することを課題とする。
　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、Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、を含有し、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．４０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％未満、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５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、表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下である。
　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、心材と、前記心材の少なくとも一方の面に設けられる皮材と、を備え、前記皮材は、Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、を含有し、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．４０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％未満、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５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、表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下である。
　このような構成によれば、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、耐衝撃性、および、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れたものとなる。
　また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、耐力が１４０ＭＰａ以上であるのが好ましい。
　このような構成によれば、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、より優れた耐衝撃性を発揮することができる。
　本発明の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、耐衝撃性、および、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れる。
図１は、耐衝撃性を評価する耐衝撃性試験機の概要を説明する模式的な図である。 図２は、耐衝撃性の評価に使用したブランクを取り付けたＨＤＤの模式的な図である。 図３は、ブランクの耐力と平坦度の変化量との関係を示すグラフである。
　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（以下、単にブランクともいう）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、単にサブストレートともいう）を実施するための形態について、詳細に説明する。
［ブランク］
　本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ、Ｃｒを所定量含有し、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉが所定量未満または所定量以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。
　また、本実施形態に係るブランクは、表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが所定値以下であり、耐力が所定値以上であるのが好ましい。
　以下、各構成について詳細に説明する。
（Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下）
　Ｍｇは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。Ｍｇ量が５．０質量％未満であると、十分な耐力を得ることができず、ブランクの耐衝撃性が低下する。一方、Ｍｇ量が７．０質量％を超えると、高温での割れ感受性が高くなる。そのため、熱間圧延中に割れが生じ易くなり圧延が困難になる。
　したがって、Ｍｇ量は５．０質量％以上７．０質量％以下とする。Ｍｇ量は、より高い耐力を得る観点から、好ましくは５．５質量％以上、より好ましくは６．０質量％以上である。また、Ｍｇ量は、高温での割れ感受性を低くする観点から、好ましくは６．５質量％以下である。
（Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下）
　Ｃｒは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。そして、Ｃｒは、鋳造時に微細な化合物として晶出し、また、均質化熱処理時に微細な化合物として析出し、均質化熱処理時および熱間圧延処理時の結晶粒の成長を抑制する。さらに、Ｃｒは、再結晶粒の異常成長を抑え、組織を均質化する効果がある。Ｃｒ量が０．０５質量％未満であると、これらの効果を得られない。一方、Ｃｒ量が０．３５質量％を超えると、結晶粒の成長を抑制する効果が過剰となり、矯正焼鈍後の再結晶組織が等軸状にならず、圧延方向に伸びた状態となる。これにより、当該組織の異方性が大きくなり、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性が悪化する。また、Ｃｒ量が０．３５質量％を超えると、鋳造時に初晶として粗大なＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、また、粗大なＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒ系金属間化合物が晶出し、Ｎｉ－Ｐめっき後の表面研削工程などでこれらが脱落して、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面のピット発生の原因となる。
　したがって、Ｃｒ量は０．０５質量％以上０．３５質量％以下とする。Ｃｒ量は、前記した各効果を十分に得る観点から、好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１５質量％以上、さらに好ましくは０．２０質量％以上である。また、Ｃｒ量は、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．３０質量％以下である。
（Ｃｕ：０．１０質量％以下）
　Ｃｕは、ブランクのＮｉ－Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｃｕは、ブランク中に均一に固溶し、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（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｃｕを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。ただし、Ｃｕ量が０．１０質量％を超えると、粒界にＣｕが析出するため、めっき前処理の酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、ピットが生じるとともに、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。
　したがって、Ｃｕ量は０．１０質量％以下とする。そして、Ｃｕ量は、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．０５質量％以下である。なお、Ｃｕ量は、前記した効果を十分に得る観点から、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上、さらに好ましくは０．０４質量％以上である。
（Ｚｎ：０．４０質量％以下）
　ＺｎはＣｕと同様、ブランクのＮｉ－Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｚｎは、ブランク中に均一に固溶し、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（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｚｎを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。また、Ｚｎ量の増加に伴ってＺｎがブランク中に均一に析出し、サブストレートに対して行うめっき前処理の酸エッチング処理において、エッチング起点およびジンケート処理時のＺｎイオン析出拠点となりやすくなる。このため、Ｚｎを含むことで結晶粒による段差を抑制する効果を発揮することができる。ただし、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴い、めっき前処理として行う酸エッチング処理で形成されるピットも大きくなる。そのため、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性が低下する。さらに、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、粒界にＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ系金属間化合物が析出するため、めっき前処理として行う酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。また、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ａｌ－Ｍｇ－Ｚｎ系金属間化合物も溶解してピットとなり、それがめっき後も残存する。
　したがって、Ｚｎ量は、０．４０質量％以下とする。そして、Ｚｎ量は、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性をより向上させる観点から、好ましくは０．３３質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。なお、Ｚｎ量は、前記した各効果を十分に得る観点から、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上、さらに好ましくは０．１０質量％以上である。
（Ｍｎ：０．１０質量％未満（０質量％を含む））
　Ｍｎは、添加量の増加とともにブランクの鏡面加工などにおける研削レートを低下させる。Ｍｎ量が０．１０質量％以上であると、研削レートが低下し、研削性が低下する。
　したがって、Ｍｎ量は０．１０質量％未満とする。Ｍｎ量は、研削性をより向上させる観点から、好ましくは０．０６質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下、さらに好ましくは０質量％である。なお、Ｍｎ量に下限を設ける場合は０．０００１質量％とすることができる。
（Ｆｅ：０．０２５質量％以下）
　Ｆｅは、通常、地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、鋳造工程でＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物を晶出させる。Ｆｅ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削などの鏡面加工時にＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物が酸エッチング処理によって溶解し、ピットが形成されることがある。このようにしてできたピットは、めっき処理によって形成されるめっき膜の表面の平滑性を低下させるおそれがある。
　したがって、Ｆｅ量は０．０２５質量％以下とする。Ｆｅ量は、Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物を小さくする観点から、好ましくは０．０２２質量％以下、より好ましくは０．０１７質量％以下である。
　前記したように、Ｆｅは地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するため、０質量％とするのは非常に困難である。Ｆｅ量を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。なお、Ｆｅ量は０質量％とするのが好ましいが、０．００５質量％以上０．０２５質量％以下の範囲であれば、研削性や耐力の向上効果、再結晶粒を微細化させてジンケート処理の均質性を向上させる効果が期待できる。そのため、コストの観点およびこれらの効果を得る観点からＦｅ量に下限を設ける場合は０．００５質量％とすることができ、０．０１０質量％とすることができる。
　なお、Ｆｅは０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。
（Ｓｉ：０．０２５質量％以下）
　Ｓｉは、通常、地金中の不可避的不純物として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などにおいて、Ａｌ合金の鋳塊や板表面にＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削などの鏡面加工時にＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物が、めっき前処理の酸エッチング処理によって溶解され、ピットが形成されることがある。すなわち、Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、めっき面のピット数が多くなる（つまり、表面欠陥が多くなる）。Ｓｉ量を０．０２５質量％以下とすることによって、このような事態を避けることができる。
　したがって、Ｓｉ量は０．０２５質量％以下とする。Ｓｉ量は、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物を小さくする観点から、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
　Ｓｉは含有しない方が好ましい成分であるが、前記したように地金中の不可避的不純物としてＡｌ合金中に混入するため、０質量％とするのは非常に困難である。Ｓｉ量を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。したがって、Ｓｉ量は０．０２５質量％以下とするものであるが、コストの観点からＳｉ量に下限を設ける場合は０．００５質量％とすることができ、０．００８質量％とすることができる。
　なお、Ｓｉは０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。
（残部がＡｌおよび不可避的不純物）
　本実施形態に係るブランクを構成する化学成分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。不可避的不純物としては、例えば、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。また、前記したＣｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉも不可避的不純物として含有されていてもよい。
　これらの不可避的不純物は、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。したがって、本発明においては、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積極的に添加された場合であっても、本発明の効果を妨げない（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる）。
　なお、本実施形態に係るブランクの化学成分は、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によって行うことができる。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によって行うことができる。
（Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ：３μｍ以下）
　Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の上にはＮｉ－Ｐめっき膜が成長せず、その周囲から成長したＮｉ－Ｐめっき膜がこの金属間化合物上を覆うこととなる。このため、Ｎｉ－Ｐめっき膜とアルミニウム合金基板との界面にＮｉ－Ｐめっき液などが残った空孔が形成され、Ｎｉ－Ｐめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際における加熱などにより、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。この現象は、特に最大長さが３μｍを超える粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が存在した場合に著しい。また、最大長さが３μｍを超える粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物は、ブランクの鏡面加工などにおける研削レートを低下させる。
　したがって、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは３μｍ以下とする。Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性および研削性を向上させる観点から、好ましくは２μｍ以下である。なお、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは小さいほど好ましく、下限については特に規定されるものではないが、例えば、０．５μｍである。
　Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さは、Ｓｉの含有量、均質化熱処理の条件（特に温度）、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間によって制御することができる。なお、後述するサブストレートのＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さについても同様である。
　Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さについては、以下の方法によって測定することができる。
　例えば、まず、ブランク表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面をＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ－５５００）と粒子解析ソフト（ディスク表面検査ソフトウェア　Ｖｅｒ．２．０）を用いて、１０００倍の倍率で２０視野（合計０．２ｍｍ２）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得る。閾値を灰色のマトリックス部に設定して、マトリックス部（母相）よりも黒く写っている部分をＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物とみなして、各Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長（粒子の輪郭線上の任意の２点間の距離の最大値）を測定する。そして、得られた各Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長のうち、最も大きな長さを「Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」とする。
（耐力：１４０ＭＰａ以上）
　ブランクは、製造過程において矯正焼鈍が行われる。矯正焼鈍を行って製造された本実施形態に係るブランクの耐力は１４０ＭＰａ以上であるのが好ましい。矯正焼鈍の条件としては、例えば、３００～４００℃で２～７時間保持するという条件が挙げられる。
　ブランクの耐力を１４０ＭＰａ以上とすることによって、板厚を約０．８ｍｍまたはそれ以下に薄肉化した場合でも十分な耐衝撃性とハンドリング時の変形防止効果とを得ることができる。そして、耐衝撃性をさらに向上させる観点から、ブランクの耐力は、１４３ＭＰａ以上が好ましく、１５５ＭＰａ以上がより好ましく、１６０ＭＰａ以上がさらに好ましい。なお、耐力の上限については特に規定されるものではないが、例えば、２２０ＭＰａである。
　ブランクの耐力は、Ｍｇ、Ｃｒの含有量により制御することができる。なお、後述するサブストレートの耐力についても同様である。
　耐力などの機械的特性は、例えば、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠してブランクまたはサブストレートから試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことによって求めることができる。
［サブストレート］
　本実施形態に係るサブストレートは、前記した本実施形態に係るブランクの端面を切削加工（端面加工）し、表面（主面）を研削加工（鏡面加工）することにより製造されるものである。
　なお、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。
　本実施形態に係るサブストレートは、前記した本実施形態に係るブランクと同様の化学組成および構成を有している。そのため、サブストレートとして必要な機械的特性を備えており、ハンドリング時に基板が歪み難いことは勿論、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れている。したがって、本実施形態に係るサブストレートは、例えば、３．５インチＨＤＤに好適に用いることができる。また、このように耐衝撃性に優れており、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れている本実施形態に係るサブストレートは、例えば、モバイル用の２．５インチＨＤＤに適用された場合も同様に優れた前記特性を示す（前記したブランクも同様である）。
　なお、サブストレートの化学成分、耐力、および、金属間化合物に関する数値範囲は、前記したブランクの場合と同様である。
［ブランクの製造方法］
　次に、本実施形態に係るブランクの製造方法の一例を説明する。
　本実施形態に係るブランクは、一部の条件を除き、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備によって製造することができる。例えば、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理を施された鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板を得る熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る冷間圧延工程と、冷間圧延して得られたアルミニウム合金板を円環状に打ち抜く打ち抜き工程と、打ち抜かれた基板に矯正焼鈍を施す矯正焼鈍工程とを、この順に含む製造方法によって、ブランクを製造することができる。なお、必要に応じて、冷間圧延工程の前または冷間圧延工程の途中に中間焼鈍を行ってもよい。
　以下、各工程について詳細に説明する。
（鋳造工程）
　鋳造工程では、原料を溶解し、公知の鋳造法によって鋳造する。鋳造工程においてＡｌ合金を溶解する際、アルゴン（Ａｒ）などの不活性ガスを溶湯中に吹き込んで脱水素処理を行うのが好ましい。また、３０～８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で鋳塊を製造するのが好ましい。鋳造温度は、例えば、６８０～７２０℃とするのが好ましい。
（均質化熱処理工程）
　均質化熱処理工程では、Ａｌ合金の鋳塊を面削した後、例えば、５００～５５０℃で１～２０時間行う。このような条件で均質化熱処理を行うと、Ｍｇ２ＳｉなどのＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物を十分に固溶させることができる。均質化熱処理の温度が５００℃未満であると、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。一方、均質化熱処理の温度が５５０℃を超えると、鋳塊の表面が溶融してしまう。均質化熱処理の時間は特に規定されるものではないが、より好ましくは４時間以上である。面削量は、偏析の程度を勘案して適宜変更することができるが、その量は片面当たり、例えば３～２０ｍｍの範囲が好ましい。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程では、熱間圧延開始温度を５４０℃以下とし、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３０分以内とする。このような条件で熱間圧延を行うと、熱間圧延終了時までＭｇ２ＳｉなどのＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が粗大化したり、析出したりしないようにすることができる。
　熱間圧延開始温度が５４０℃を超えると、熱間圧延中に割れが発生する。熱間圧延開始温度は、熱間圧延中の割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは５３０℃以下である。また、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が３０分を超えると、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物が粗大化する。均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間は、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の粗大化をより抑制する観点から、好ましくは１０分以内、より好ましくは５分以内である。
　なお、熱間圧延終了温度が３００℃未満であると、その後の冷間圧延工程でリューダース模様が生じる。リューダース模様は研削後の表面には残らないため、磁気ディスクとしての機能は損なわないが、研削前のＡｌ合金板やブランクの美観が損なわれる。したがって、これを防止するため、熱間圧延終了温度は３００℃以上とするのが好ましい。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程では、目標とするブランクの板厚となるように行う。具体的な板厚としては、例えば、０．５～１．３ｍｍが挙げられる。なお、必要に応じて、冷間圧延の前、または、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行ってもよい。
（打ち抜き工程）
　打ち抜き工程では、冷間圧延を行った板材を必要に応じて調質した後、例えば、３．５インチＨＤＤ用の基板、２．５インチＨＤＤ用の基板に適用できるように、アルミニウム合金板を所望の形状に打ち抜く。
（矯正焼鈍工程）
　矯正焼鈍工程では、数十枚の円盤状板材を高い平坦度を有するスペーサ間に積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍する。一般的に、この加圧焼鈍をした後に、一枚ずつ剥離したものをブランクという。
　矯正焼鈍の条件としては、例えば、３００～４００℃で２～７時間保持するという条件が挙げられる。
［サブストレートの製造方法］
　本実施形態に係るサブストレートは、例えば、ブランクの端面を切削する切削加工（端面加工）と、ブランクの表面（主面）を研削する研削加工（鏡面加工）と、を施す製造方法によって、サブストレートを製造することができる。
［磁気ディスクおよびその製造方法］
　磁気ディスクの製造方法は、まず、サブストレートの表面を酸エッチング処理し、無電解Ｎｉ－Ｐめっき膜を形成した後、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の表面に、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などにより形成することで、磁気ディスクを製造することができる。
　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。
　そして、ブランクおよびサブストレートを製造するに際して、例えば、日本国特許第３４７１５５７号公報や日本国特許第５１９９７１４号公報に記載されている製造条件を参照することもできる。
　なお、前記したように、本実施形態におけるブランクとサブストレートの主な違いは、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耐力の測定結果、金属間化合物の測定結果はそのままブランクの測定結果とみなすことができ、その逆も同様である。
（その他の工程）
　本実施形態に係るブランク、サブストレート、および、磁気ディスクの製造方法は、以上に説明したとおりであるが、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。
［別実施形態］
　ここまで、本発明を単層材に適用する実施形態について説明したが、本発明は、「心材」と、心材の少なくとも一方の面に設けられる「皮材」と、を備える積層材に適用することもできる。
［ブランクおよびサブストレート（別実施形態）］
　別実施形態に係るブランクおよびサブストレートは、「心材」と、心材の少なくとも一方の面に設けられる「皮材」と、を備える積層材の構成である。
　なお、ブランクおよびサブストレートが積層材の場合、積層材全体として前記した単層材の「耐力」の要件を満たすのが好ましい。
（皮材）
　別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの皮材は、前記した単層材の「各成分の組成」および「表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」の要件を満たすのが好ましい。
（心材）
　別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの心材は、特に限定されないものの、例えば、Ａｌ－Ｍｎ系合金、Ａｌ－Ｎｉ系合金、Ａｌ－Ｆｅ系合金、Ａｌ－Ｍｎ－Ｎｉ系合金、Ａｌ－Ｎｉ－Ｍｎ系合金、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系合金、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系合金、Ａｌ－Ｎｉ－Ｆｅ系合金、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ系合金、Ａｌ－Ｍｎ－Ｎｉ－Ｆｅ系合金、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｎｉ系合金、Ａｌ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ｆｅ系合金、Ａｌ－Ｎｉ－Ｆｅ－Ｍｎ系合金、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｎｉ系合金、Ａｌ－Ｆｅ－Ｎｉ－Ｍｎ系合金からなるものが挙げられる。
　具体的には、心材は、Ｍｎ：０．１質量％以上３．０質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｆｅ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以上１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上２．０質量％以下、のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。
　そして、心材は、Ｆｅ、Ｍｎ又はＮｉを単独で含有してもよく、Ｆｅ及びＭｎ、Ｍｎ及びＮｉ、又は、Ｎｉ及びＦｅの２種を含有してもよく、Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｉをすべて含有してもよく、それらの合計の含有量の上限が５質量％であれば特に限定されない。
　また、前記した系合金に更に１．０質量％以上３．０質量％以下の範囲でＭｇを含有してもよい。
（心材の残部：Ａｌおよび不可避的不純物）
　別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの心材の残部成分はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｐｂ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。また、前記したＮｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒも不可避的不純物として含有されていてもよい。
　これらの不可避的不純物は、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。したがって、本発明においては、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積極的に添加された場合であっても、本発明の効果を妨げない（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる）。
（クラッド率等）
　別実施形態に係るブランクおよびサブストレートの厚さは、特に限定されないものの、単層材の場合と同様、０．５～１．３ｍｍであればよい。また、別実施形態に係るブランクおよびサブストレートにおける皮材のクラッド率（積層材の厚さを１００％とした場合における各皮材の厚さの比率）は、３～５０％、好ましくは５～３０％であればよい。
［ブランクの製造方法（別実施形態）］
　別実施形態に係るブランクは、単層材の場合と同様、積層材の場合も一部の条件を除き、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法および設備によって製造することができる。
　例えば、皮材については、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理を施された鋳塊を熱間圧延して熱間圧延板を得る熱間圧延工程とを、この順に含む製造方法によって皮材を製造する。
　そして、心材については、前記した化学成分のＡｌ合金を溶解し、前記した化学成分に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳塊に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程とを、この順に含む製造方法によって心材を製造する。
　心材と皮材とを製造した後、これらを重ね合わせる重ね合わせ工程と、積層材に均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、積層材に熱間圧延を施す熱間圧延工程と、積層材を所望の厚さまで圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延して得られた積層材を円環状に打ち抜く打ち抜き工程と、打ち抜かれた積層材に矯正焼鈍を施す矯正焼鈍工程とを、この順に含む製造方法によってブランク（積層材）を製造することができる。
　なお、各工程における条件は、以下のとおりである。
　皮材の鋳造工程、均質化熱処理工程、熱間圧延工程は、表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを制御するために、前記した単層材の「鋳造工程」、「均質化熱処理工程」、「熱処理工程」で示した条件（特に、均質化熱処理の温度と時間、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間）を満たすように実施する。
　なお、心材の鋳造工程、均質化熱処理工程は、前記した単層材の「鋳造工程」、「均質化熱処理工程」で示した条件を満たすように実施すればよい。
　重ね合わせ工程における重ね合わせ方法は、従来公知の方法、例えば、心材と皮材の両端部にバンドを掛ける方法や、溶接止めする方法等が挙げられる。
　積層材に対する均質化熱処理は、例えば、５００～５５０℃、１～２０時間という条件で実施すればよい。
　積層材に対する熱間圧延は、例えば、開始温度５１０～５４０℃、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を３０分以内という条件で実施すればよい。
　積層材に対する冷間圧延は、例えば、板厚が０．５～１．３ｍｍとなるように実施すればよい。
　なお、積層材に対する打ち抜き工程は、前記した単層材の「打ち抜き工程」で示した条件を満たすように実施すればよい。また、積層材に対する矯正焼鈍工程も、前記した単層材の「矯正焼鈍工程」で示した条件を満たすように実施すればよいが、保持時間については、７～９時間と長めに設定してもよい。
　なお、心材と皮材とのそれぞれの製造方法については、日本国特許５２７１０９４号の段落００４８に記載されているスライス・フライス法を適用してもよい。詳細には、心材用のＡｌ合金、皮材用のＡｌ合金をそれぞれ溶解し鋳造して得られた鋳塊を面削、均質化熱処理を施して、それぞれ皮材用鋳塊、心材用鋳塊（心材）を製造する。そして、皮材用鋳塊については、さらに面削、均質化熱処理後、所望の厚さまでスライスして製造することとなる。この場合、重ね合わせ工程後の均質化熱処理条件や熱間圧延条件を、適宜、前記した単層材で示した条件を満たすように制御する必要がある。
　そして、ブランク（積層材）を用いて、サブストレートや磁気ディスクを製造する方法については、単層材の場合と同様である。
　次に、本発明の効果を奏する実施例とそうでない比較例とを参照して、本発明の内容について具体的に説明する。
［実施例１：単層材］
（ＤＣ鋳造での試作：供試材の準備）
　まず、材料を溶解し、表１のＮｏ．１～３に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊をＤＣ鋳造した。なお、ＤＣ鋳造の条件は、鋳造速度が８０ｍｍ／ｍｉｎ、鋳込み温度が７２０℃（保持炉温度であり、厳密には、樋を通過する際に冷却されるため７００～７２０℃の範囲）、鋳塊サイズは高さ１５０ｍｍ×幅４００ｍｍ×長さ４００ｍｍであった。
　次に、得られた鋳塊を高さ４０ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ２００ｍｍに切断し、それぞれ両面を２ｍｍ面削し、表１に示す条件で均質化熱処理を行った。
　その後、Ｎｏ．１、３に係る材料については、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５２０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。
　一方、Ｎｏ．２に係る材料については、長時間の熱間圧延を模擬するために均質化熱処理後４５０℃の炉に５０分保持し、取り出し直後に熱間圧延（開始温度４５０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。詳細には、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を５３分とした。
　次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に０．８ｍｍの板厚とした。
　そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。矯正焼鈍は、３２０℃で３時間保持することによって行った。
　その後、剥離してＮｏ．１～３に係る３．５インチＨＤＤ用のブランク（板厚０．８ｍｍ）を製造した。次に、それぞれのブランクの端面加工を行った。そして、ブランク表面（両面）をＰＶＡ砥石（日本特殊研砥株式会社製　４０００番）によって片面１０μｍ研削加工（鏡面加工）してＮｏ．１～３に係るサブストレート（板厚０．８ｍｍ）を製造した。
（ブックモールドでの試作：供試材の準備）
　まず、材料を溶解し、表２のＮｏ．１１～１５に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
　次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ２ｍｍ面削し、表２に示す条件で均質化熱処理を行った。
　その後、均質化熱処理後の材料を、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５２０℃、仕上げ厚さ５ｍｍ）を行った。
　次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に１．３ｍｍの板厚とした。
　そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。矯正焼鈍は、３２０℃で３時間保持することによって行った。
　その後、剥離してＮｏ．１１～１５に係る３．５インチＨＤＤ用のブランク（板厚１．３ｍｍ）を製造した。次に、それぞれのブランクの端面加工を行った。そして、ブランク表面（両面）をＰＶＡ砥石（日本特殊研砥株式会社製　４０００番）によって片面１０μｍ研削加工（鏡面加工）してＮｏ．１１～１５に係るサブストレート（板厚１．３ｍｍ）を製造した。
　製造したＮｏ．１～３、１１～１５に係るブランクまたはサブストレートを用いて、板表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ、耐力、耐衝撃性を評価した。これらの評価は次のようにして行った。
〔１〕Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ
　以下の方法によって、Ｎｏ．１～３に係るブランクの表面のＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ（μｍ）を測定した。
　まず、ブランクの表面をダイヤモンドバイトで切削して鏡面とし、この面をＳＥＭ（日本電子株式会社製ＪＳＭ－５５００）と粒子解析ソフト（ディスク表面検査ソフトウェア　Ｖｅｒ．２．０）を用いて、１０００倍の倍率で２０視野（合計０．２ｍｍ２）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得た。閾値を灰色のマトリックス部に設定して、マトリックス部（母相）よりも黒く写っている部分をＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物とみなして、各Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長（粒子の輪郭線上の任意の２点間の距離の最大値）を測定した。そして、得られた各Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の絶対最大長のうち、最も大きな長さを「Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さ」とした。
　最大長さが３μｍを超えるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が基板の表面に存在すると、この金属間化合物の上にはＮｉ－Ｐめっき膜が成長せず、その周囲から成長したＮｉ－Ｐめっき膜がこの金属間化合物上を覆うこととなる。その結果、Ｎｉ－Ｐめっき膜と基板との界面にＮｉ－Ｐめっき液などが残った空孔が形成され、Ｎｉ－Ｐめっき処理後に行われる磁性膜のスパッタリングの際における加熱などにより、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面にフクレが生じ、平滑性が悪くなる。
　よって、最大長さが３μｍ（３．００μｍ）を超えるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が存在しないものは、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れると推定されることから、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性を合格（〇）と判断した。一方、最大長さが３μｍ（３．００μｍ）を超えるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が存在するものは、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に劣ると推定されることから、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性を不合格（×）と判断した。
　なお、最大長さが所定値を超えるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が存在しないものが、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れるという推定は、日本国特許第４４９０８５０号の記載に基づいても妥当であることがわかる。
〔２〕耐力
　Ｎｏ．１～３、１１～１５に係るブランクから引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ１３Ｂ号の試験片を切り出した。この試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１（オフセット法）に準拠して引張試験を行うことにより、耐力（０．２％耐力）を求めた。なお、引張速度は、３ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ量０．５％まで）、２０ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ量０．５％超え）とした。
　耐力は、１４０ＭＰａ以上であるものを合格（〇）とし、１４０ＭＰａ未満のものを不合格（×）とした。
〔３〕耐衝撃性
　耐衝撃性の評価は、図１に示す耐衝撃性試験機１を用いて実施した。
　まず、Ｎｏ．１～３、１１～１５に係るブランクに対して、図２に示すＨＤＤ１２（Ｓｅａｇａｔｅ社製ＨＤＤ　ＳＴ１００００ＤＭ０００４）に装着可能な内径、外径となるように端面加工を施した。そして、ディスクを取り外したＨＤＤ１２に、端面加工を施した後のブランク１１を取り付け、試験体１０（質量：４７０ｇ）とした。
　ＨＤＤ１２に対するブランク１１の取り付け方は、測定対象であるブランクを各１枚、更には、適宜ダミーブランクも使用して合計７枚（ＨＤＤ１２に装着されていたディスクの枚数と同じ枚数）のブランク１１を、ＨＤＤ１２のディスクが搭載されていた箇所に取り付けた後、螺子Ｓで６か所固定するというものであった。
　なお、合計７枚のブランク１１をＨＤＤ１２に取り付けた場合、上下方向における各ブランクの間に隙間が生じない状態となっていたことから、ブランクの取り付け位置が、一番上側であろうと、中央付近であろうと、一番下側であろうと、本結果に影響を与えなかった。言い換えると、ＨＤＤに対するブランクの取り付け位置が、本結果に影響を与えない点については確認している。
　その後、図１に示すように、上蓋で蓋をした試験体１０をスペーサ４（質量：４３０ｇ）を介してアルミ板３（質量：３９３５ｇ、寸法：幅２２０ｍｍ×長さ２２０ｍｍ×厚さ３０ｍｍ）の上面にシール（図示せず）で固定した。
　なお、図１に示す支持棒５は、試験体１０を固定したアルミ板３を真っ直ぐ落下させるためのガイドであり、アルミ板３の４つの隅部分には、支持棒５を通す孔が設けられている。
　そして、耐衝撃性試験機１において、アルミ板３の下面がアルミブロック２の上面から６００ｍｍの高さとなる位置まで、試験体１０が固定されたアルミ板３を持ち上げ、落下させた。そして、この落下作業を計５回繰り返した。
　その後、試験体１０のＨＤＤ１２からブランク１１を取り外して、ブランク１１表面の平坦度を測定した。
　なお、アルミブロック２とアルミ板３の上面および下面はいずれも面削されており、前記した落下作業において、アルミ板３の下面がアルミブロック２の上面に衝突することによる金属同士の衝撃を試験体１０のブランク１１に与えている。
　ブランク表面の平坦度の測定は、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ－１７で測定した。そして、Ｎｏ．１～３に係るブランク（板厚０．８ｍｍ）について、５回の落下作業前後の平坦度の変化量が０．５０μｍ以下の場合を耐衝撃性が合格（〇）とし、０．５０μｍを超える場合を耐衝撃性が不合格（×）とした。また、Ｎｏ．１１～１５に係るブランク（板厚１．３ｍｍ）について、５回の落下作業前後の平坦度の変化量が０．１２μｍ以下の場合を耐衝撃性が合格（〇）とし、０．１２μｍを超える場合を耐衝撃性が不合格（×）とした。
　表には、ブランクおよびサブストレートの成分組成、ならびに、前記〔１〕～〔３〕で測定または評価した結果を示す。なお、表中の下線は、本発明で規定する要件を満たしていないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（結果の検討：表１の結果）
　表１に示すように、Ｎｏ．１は、本発明の規定を満たすため、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性、耐力、耐衝撃性の全ての評価が合格であった。
　一方、Ｎｏ．２は、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が長かったことから、粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が発生し、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性が劣っていた。
　また、Ｎｏ．３は、Ｍｇの含有量が少なかったことから、耐力が劣り、耐衝撃性も劣っていた。
（結果の検討：表２の結果）
　表２に示すように、Ｎｏ．１３は、耐力、耐衝撃性の評価が合格であった。
　一方、Ｎｏ．１１、１２、１４、１５は、Ｍｇの含有量が少なかったことから、耐力が劣り、耐衝撃性も劣っていた。
（結果の検討：表２の結果の考察）
　表２に示すＮｏ．１１～１５の結果は、ブランクの「耐力」と「耐衝撃性」との関係を明らかにするために取得した結果である。
　そして、図３に示すグラフは、耐力の値（ＭＰａ）を横軸、平坦度の変化量（μｍ）を縦軸とし、Ｎｏ．１１～１５の結果をプロットしたグラフである。この図３のプロットのうち、平坦度が確実に変化しているＮｏ．１１、１２、１４、１５に関して近似線を描くと、図３に示す点線となる。
　この図３の結果から、ブランクの耐力が１４０ＭＰａ（厳密には１３６ＭＰａ）以上であれば、ほとんど平坦度の変化量に変化はないものの、１４０ＭＰａ未満となると耐力の低下に応じて平坦度の変化量が大きくなることがわかる。つまり、ブランクの耐力が１４０ＭＰ（厳密には１３６ＭＰａ）という点において、平坦度の変化量に関する臨界点が存在することが推察できる。
（結果の検討：表１の結果の再確認）
　表１の結果を再確認すると、耐力が１４０ＭＰａ以上（厳密には１３６ＭＰａ以上）のＮｏ．１、２は平坦度の変化量を抑制できており、耐力が１４０ＭＰａ未満のＮｏ．３は平坦度の変化量が大きくなっている。
　このように、表２および図３の結果に基づいて推察した結論は、Ｎｏ．１～３にも適用されることが確認できた。
　なお、Ｎｏ．１～３とＮｏ．１１～１５とは、平坦度の変化量に差が生じたものの、これは板厚（Ｎｏ．１～３の板厚０．８ｍｍ、Ｎｏ．１１～１５の板厚１．３ｍｍ）が大きく影響を与えたものであると考える。
　以上の結果より、本発明に係るブランクおよびサブストレートは、耐衝撃性、および、Ｎｉ－Ｐめっき膜表面の平滑性に優れていることが確認できた。
［実施例２：積層材］
（ブックモールドでの試作：供試材の準備）
　まず、皮材用の材料を溶解し、表３のＮｏ．２１に示す化学成分となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
　次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ２ｍｍ面削し、表３に示す条件で均質化熱処理を行った。
　その後、均質化熱処理後の材料を、均質化熱処理終了時（均熱炉から取り出した時）から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（開始温度５４０℃、仕上げ厚さ３ｍｍ）を行った。
　また、心材用の材料を溶解し、Ｃｒ：０．２１質量％、Ｃｕ：０．１７質量％、Ｚｎ：０．１４質量％、Ｍｎ：２．０質量％、Ｆｅ：０．０５８質量％、Ｓｉ：０．０１９質量％、残部がＡｌおよび不可避的不純物となるように成分を調整し、鋳塊を金型鋳造（ブックモールド）した。なお、金型のサイズは、高さ５０ｍｍ×幅１４５ｍｍ×長さ２００ｍｍ、鋳込み温度は７２０℃であった。
　次に得られた鋳塊の両面をそれぞれ１３ｍｍ面削し、５４０℃で４時間という条件で均質化熱処理を行った。
　その後、皮材（厚さ３ｍｍ）と心材（厚さ２４ｍｍ）と皮材（厚さ３ｍｍ）とを溶接止めして、三層のクラッド材とした。
　そして、このクラッド材を５４０℃の炉に投入し、５４０℃に昇温させてから１時間３０分保持する均質化熱処理を施した後、この均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間を３分として熱間圧延（仕上げ厚さ３ｍｍ）を行った。次に、得られた熱間圧延板に冷間圧延を行った。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に０．５ｍｍの板厚とした。
　なお、皮材、心材、皮材の厚さの比率は、おおむね１０％：８０％：１０％となっていた。
　そして、この冷間圧延板を３．５インチサイズ（外径約９５ｍｍ、内径約２５ｍｍ）の円環形状に打ち抜き、積み付けて矯正焼鈍を行った。なお、矯正焼鈍は、２６０℃から３２０℃の範囲で８時間保持することによって行った。
　その後、剥離してＮｏ．２１に係る３．５インチＨＤＤ用のブランク（板厚０．５ｍｍ）を製造した。
　そして、製造したＮｏ．２１に係るブランクを用いて、実施例１と同じ方法で耐力を評価した。
　表には、ブランクの皮材の成分組成、ならびに、耐力の結果を示す。なお、表中の下線は、本発明で規定する要件を満たしていないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（結果の検討：表３の結果）
　表３に示すように、Ｎｏ．２１の皮材は、本発明の規定を満たすため、積層材としての耐力の評価が合格であった。
　なお、Ｎｏ．２１の皮材の表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さを示していないものの、Ｎｏ．１と同様、本発明の規定する成分組成の要件を満たしつつ、均質化熱処理の温度と時間、および、均質化熱処理終了時から熱間圧延終了時までの時間が本発明の好ましいとする要件を満たしていたことから、Ｎｏ．１と同じような値になると推察される。
　以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて改変・変更などすることができることはいうまでもない。
　なお、本出願は、２０１９年３月１４日出願の日本特許出願（特願２０１９－０４７７５４）および２０２０年１月１０日出願の日本特許出願（特願２０２０－００２９３３）に基づくものであり、その内容は本出願の中に参照として援用される。
　１　　　　　　耐衝撃性試験機
　２　　　　　　アルミブロック
　３　　　　　　アルミ板
　４　　　　　　スペーサ
　５　　　　　　支持棒
　１０　　　　　試験体
　１１　　　　　ブランク
　１２　　　　　ＨＤＤ
　Ｓ　　　　　　螺子

Claims (6)

  1. 　Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
    　を含有し、
    　Ｃｕ：０．１０質量％以下、
    　Ｚｎ：０．４０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．１０質量％未満、
    　Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
    　Ｓｉ：０．０２５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、
    　表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ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. 　心材と、前記心材の少なくとも一方の面に設けられる皮材と、を備え、
    　前記皮材は、
    　Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
    　を含有し、
    　Ｃｕ：０．１０質量％以下、
    　Ｚｎ：０．４０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．１０質量％未満、
    　Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
    　Ｓｉ：０．０２５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、
    　表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ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. 　耐力が１４０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
  4. 　Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
    　を含有し、
    　Ｃｕ：０．１０質量％以下、
    　Ｚｎ：０．４０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．１０質量％未満、
    　Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
    　Ｓｉ：０．０２５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、
    　表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ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サブストレート。
  5. 　心材と、前記心材の少なくとも一方の面に設けられる皮材と、を備え、
    　前記皮材は、
    　Ｍｇ：５．０質量％以上７．０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３５質量％以下、
    　を含有し、
    　Ｃｕ：０．１０質量％以下、
    　Ｚｎ：０．４０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．１０質量％未満、
    　Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
    　Ｓｉ：０．０２５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、
    　表面におけるＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ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サブストレート。
  6. 　耐力が１４０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項４又は請求項５に記載の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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