(57)【要約】【課題】高強度で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、この磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスクを提供する。【解決手段】Ｆｅ：０．４〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、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。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．４〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜６．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％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に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
【請求項３】
前記アルミニウム合金が、Ｚｎ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％を更に含有る、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。
【請求項４】
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。
【請求項５】
金属組織において、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２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。
【請求項６】
Ｆｅ固溶量が０．００１０ｍａｓｓ％以上である、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。
【請求項７】
大気中において、３００℃で３時間の加熱後の耐力が３５ＭＰａ以上である、請求項１〜６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。
【請求項８】
両面が純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金からなる皮材でクラッドされてなる、請求項１〜７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。
【請求項９】
請求項１〜８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。
【請求項１０】
請求項１〜７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、アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、加圧焼鈍したブランクに切削加工と研削加工を施す切削・研削工程と、を含む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。
【請求項１１】
前記鋳造工程と熱間圧延工程の間に、鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含む、請求項１０に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
【請求項１２】
前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含む、請求項１０又は１１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
【請求項１３】
請求項８に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、アルミニウム合金を用いて心材用鋳塊を鋳造する心材鋳造工程と、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて皮材用鋳塊を鋳造する皮材鋳造工程と、皮材用鋳塊を均質化処理し、次いで熱間圧延して皮材とする皮材工程と、心材用鋳塊の両面に皮材をそれぞれ合わせて合わせ材とする合わせ材工程と、合わせ材を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、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、を含む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。
【請求項１４】
前記合わせ材工程と熱間圧延工程の間に、合わせ材を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含む、請求項１３に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
【請求項１５】
冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含む、請求項１３又は１４に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度で良好なフラッタリング特性を有する磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、これを用いた磁気ディスクに関する。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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、上限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。
【０００５】
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。
【０００６】
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、磁気ディスク用アルミニウム合金基板を薄肉化すると強度が低下してしまうため、アルミニウム合金基板の高強度化が求められている。
【０００７】
また、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。
【０００８】
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。
【０００９】
このような実情から、近年では高強度でディスク・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は、アクチュエータの上流側にエア・スポイラを設置した磁気ディスク装置が提案されている。このエア・スポイラは、磁気ディスク上のアクチュエータに向かう空気流を弱めて、磁気ヘッドの風乱振動を低減する。また、エア・スポイラは、磁気ディスク上の気流を弱めることで、ディスク・フラッタを抑制する。また、特許文献２では、アルミニウム合金板の強度向上に寄与するＭｇを多く含有させて、強度を向上させる方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００２−３１３０６１号公報
【特許文献２】特開２００６−２４１５１３号公報
【００１１】
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。
【００１２】
また、特許文献２に示すＭｇを多く含有させる方法は、強度向上には効果的であるが、ディスク・フラッタは発生し易く、目標とする小さなディスク・フラッタ特性は得られていないのが現状であった。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、高強度で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、ならびに、これを用いた磁気ディスク基板ディスクを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
すなわち、本発明は請求項１において、Ｆｅ：０．４〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板とした。
【００１５】
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、Ｍｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜６．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０１〜１．００ｍａｓｓ％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。
【００１６】
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、Ｚｎ：０．００５〜１．０００ｍａｓｓ％を更に含有るものとした。
【００１７】
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、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。
【００１８】
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、金属組織において、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２以上であるものとした。
【００１９】
本発明は請求項６では請求項１〜５のいずれか一項において、Ｆｅ固溶量が０．００１０ｍａｓｓ％以上であるものとした。
【００２０】
本発明は請求項７では請求項１〜６のいずれか一項において、大気中において３００℃で３時間の加熱後の耐力が３５ＭＰａ以上であるものとした。
【００２１】
本発明は請求項８では請求項１〜７のいずれか一項において、両面が純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金からなる皮材でクラッドされてなるものとした。
【００２２】
本発明は請求項９では請求項１〜８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。
【００２３】
本発明は請求項１０では請求項１〜７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、アルミニウム合金を用いて鋳塊を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いたディスクブランクを加圧焼鈍する加圧焼鈍工程と、加圧焼鈍したブランクに切削加工と研削加工を施す切削・研削工程と、を含む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。
【００２４】
本発明は請求項１１では請求項１０において、前記鋳造工程と熱間圧延工程の間に、鋳塊を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含むものとした。
【００２５】
本発明は請求項１２では請求項１０又は１１において、前記冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含むものとした。
【００２６】
本発明は請求項１３では請求項８に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法であって、アルミニウム合金を用いて心材用鋳塊を鋳造する心材鋳造工程と、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて皮材用鋳塊を鋳造する皮材鋳造工程と、皮材用鋳塊を均質化処理し、次いで熱間圧延して皮材とする皮材工程と、心材用鋳塊の両面に皮材をそれぞれ合わせて合わせ材とする合わせ材工程と、合わせ材を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状に打ち抜くディスクブランク打抜き工程と、打ち抜いた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、を含む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。
【００２７】
本発明は請求項１４では請求項１３において、前記合わせ材工程と熱間圧延工程の間に、合わせ材を均質化熱処理する均質化熱処理工程を更に含むものとした。
【００２８】
本発明は請求項１５では請求項１３又は１４において、冷間圧延の前又は途中に圧延板を焼鈍する焼鈍処理工程を更に含むものとした。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、高強度で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基板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク用基板を用いた磁気ディスクを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】本発明に係る、ベア材を用いた磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法を示すフロー図である。
【図２】本発明に係る、クラッド材を用いた磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法を示すフロー図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
本発明者らは、基板の強度及び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Ｆｅ固溶量が強度に大きな影響を与えることを見出した。また、アルミニウム合金基板のＦｅ含有量と金属組織における第二相粒子の周囲長が、空気中又はヘリウム中で測定される磁気ディスクのフラッタリング特性に大きな影響を与えることを見出した。この結果、本発明者らは、Ｆｅ含有量が０．４〜３．０ｍａｓｓ％（以下、「％」と略記する）の範囲にある磁気ディスク用アルミニウム合金基板において、強度とフラッタリング特性が向上することを見出した。これらの知見に基づいて、本発明者らは本発明を完成するに至ったものである。
【００３２】
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について詳細に説明する。
【００３３】
なお、磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、単層のベア材又は３層のクラッド材として用いられる。クラッド材とは異なる２つ以上の合金板を冶金的に接合した合金板のことで、ここでは３層クラッド材の中間材を心材とし、心材の両面にある材料を皮材とする。また、本発明においてアルミニウム合金基板とは、特に断らない限りベア材とクラッド材の両方を含むものとする。
【００３４】
１．合金組成
以下、本発明に係るＡｌ−Ｆｅ系磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するベア材及びクラッド材の心材における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。
【００３５】
Ｆｅ：
Ｆｅは必須元素であり、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強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＦｅ含有量が０．４％未満では、十分な強度とフラッタリング特性が得られない。一方、Ｆｅ含有量が３．０％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。ベア材では、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、めっき表面の平滑性の低下及びめっき剥離を発生させる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる。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、０．４〜３．０％の範囲とする。Ｆｅ含有量は、好ましくは０．６〜２．０％、より好ましくは０．８〜１．８％の範囲である。
【００３６】
磁気ディスク用アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性を更に向上させるために、第１の選択的元素として、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：０．００５〜１．０００％、Ｍｇ：０．１〜６．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．００％、Ｚｒ：０．０１〜１．００％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。また、第２の選択的元素として、Ｚｎ：０．００５〜１．０００％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。
【００３７】
Ｍｎ：
Ｍｎは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＭｎ含有量が０．１％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特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Ｍｎ含有量が３．０％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。ベア材では、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の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＭｎ含有量は、０．１〜３．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜１．０％の範囲とするのがより好ましい。
【００３８】
Ｓｉ：
Ｓｉは、主として第二相粒子（Ｓｉ粒子等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＳｉ含有量が０．１％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特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Ｓｉ含有量が０．４％以下であることによって、粗大なＳｉ粒子が多数生成することを抑制する。ベア材では、このような粗大なＳｉ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の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＳｉ粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＳｉ含有量は、０．１〜０．４％の範囲とするのが好ましく、０．１〜０．３％の範囲とするのがより好ましい。
【００３９】
Ｎｉ：
Ｎｉは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性を向上させる効果を発揮する。このような材料に振動を加えると、第二相粒子とマトリックスとの界面における粘性流動により振動エネルギーが速やかに吸収され、極めて良好なフラッタリング特性が得られる。アルミニウム合金中のＮｉ含有量が０．１％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特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Ｎｉ含有量が３．０％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。ベア材では、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の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＮｉ含有量は、０．１〜３．０％の範囲とするのが好ましく、０．１〜１．０％の範囲とするのがより好ましい。
【００４０】
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強度とフラッタリング特性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、次工程の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０．００５％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性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１．０００％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。ベア材では、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。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｕ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＣｕ含有量は、０．００５〜１．０００％の範囲とするのが好ましく、０．００５〜０．４００％の範囲とするのがより好ましい。
【００４１】
Ｍｇ：
Ｍｇは、主として第二相粒子（Ｍｇ−Ｓｉ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強度とフラッタリング特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０．１％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特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６．０％以下であることによって、粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。ベア材では、このような粗大なＭｇ−Ｓｉ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の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＭｇ含有量は、０．１〜６．０％の範囲とするのが好ましく、０．３％以上１．０％未満の範囲とするのがより好ましい。
【００４２】
Ｃｒ：
Ｃｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性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０．０１％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特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Ｃｒ含有量が１．００％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。ベア材では、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の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＣｒ含有量は、０．０１〜１．００％の範囲とするのが好ましく、０．１〜０．５％の範囲とするのがより好ましい。
【００４３】
Ｚｒ：
Ｚｒは、主として第二相粒子（Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物等）として存在し、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特性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０．０１％以上であることによって、アルミニウム合金基板の強度とフラッタリング特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Ｚｒ含有量が１．００％以下であることによって、粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物粒子が多数生成することを抑制する。ベア材では、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の低下及びめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。また、圧延工程における加工性低下を一層抑制することができる。そのため、アルミニウム合金中のＺｒ含有量は、０．０１〜１．００％の範囲とするのが好ましく、０．１〜０．５％の範囲とするのがより好ましい。
【００４４】
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、緻密に付着させ、次工程の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、フラッタリング特性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１．０００％以下であることによって、ベア材では、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。クラッド材の場合は、基板側面のジンケート皮膜が均一となりめっき密着性が低下することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることをより一層抑制することができる。また、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、０．００５〜１．０００％の範囲とするのが好ましく、０．１００〜０．７００の範囲とするのがより好ましい。
【００４５】
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、アルミニウム合金基板中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。
【００４６】
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０．１％未満で、かつ合計で０．２％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。
【００４７】
２．第二相粒子の分布状態と周囲長
次に、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板におけるクラッド材の心材及びベア材における第二相粒子の分布状態について説明する。
【００４８】
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板では、金属組織において、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の存在密度が１００〜５００００個／ｍｍ２であるのが好ましく、１０００〜５００００個／ｍｍ２であるのがより好まし。
【００４９】
ここで、第二相粒子とは析出物や晶出物を意味し、具体的には、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物（Ａｌ３Ｆｅ、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ６（Ｆｅ、Ｍｎ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｆｅ等）、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物（Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ）、Ｓｉ粒子、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物（Ａｌ３Ｎｉ等）、Ａｌ−Ｃｕ系金属間化合物（Ａｌ２Ｃｕ等）、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物（Ｍｇ２Ｓｉ等）、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物（Ａｌ７Ｃｒ等）、Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物（Ａｌ３Ｚｒ等）などの粒子等をいう。
【００５０】
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板では、金属組織において、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２以上あるのが好ましい。この周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２以上ある場合に、アルミニウム合金基板のフラッタリング特性の向上、即ち、フラッタリング最大変位をより小さくする効果がある。フラッタリング特性の向上は、第二相粒子の表面積が増加することによりもたらされると考えられる。これは、気流により発生した振動が、ディスク中を伝播する過程において、アルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収されて減衰するためと考えられる。また、フラッタリング最大変位は、アルミニウム合金マトリックス中に分散する第二相粒子の表面積に比例すると考えられ、第二相粒子の周囲長の２乗に比例すると考えられる。
【００５１】
アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の最長径が３μｍ未満の場合は、アルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収される振動エネルギーが小さいため、フラッタリング特性の向上効果が小さくなる。そのため、アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の最長径は、３μｍ以上の範囲が好ましい。また、第二相粒子の最長径は、フラッタリング特性との兼合いから５μｍ以上の範囲がより好ましい。なお、最長径の上限は特に限定されるものではないが、第二相粒子の最長径が長くなると圧延工程における加工性が徐々に低下し、最長径が１００μｍを超えると圧延が困難になり、アルミニウム合金基板の製造が困難となる虞がある。そのため、第二相粒子の最長径の上限は１００μｍが好ましい。
【００５２】
アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２未満の場合は、アルミニウム合金マトリックスと第二相粒子との界面で吸収される振動エネルギーが小さいため、フラッタリング特性の向上効果が小さくなる。そのため、アルミニウム合金基板の金属組織中に存在する第二相粒子の周囲長は、１０ｍｍ／ｍｍ２以上の範囲が好ましい。また、第二相粒子の周囲長は、フラッタリング特性との兼合いから２０ｍｍ／ｍｍ２以上の範囲がより好ましく、３０ｍｍ／ｍｍ２以上の範囲が更に好ましい。なお、周囲長の上限は特に限定されるものではないが、第二相粒子の周囲長が長くなると圧延工程における加工性が徐々に低下し、周囲長が８００ｍｍ／ｍｍ２を超えると圧延が困難になり、アルミニウム合金板の製造が困難となる虞がある。そのため、第二相粒子の周囲長の上限は８００ｍｍ／ｍｍ２が好ましい。このように、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長を１０ｍｍ／ｍｍ２以上の範囲とすることにより、ベア材の場合、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第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、めっき表面の平滑性の低下及び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、クラッド材の心材の場合は、エッチング時、ジンケート処理時、切削加工時に基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生することを抑制し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じることを一層抑制することができる。
【００５３】
なお、本発明において最長径とは、光学顕微鏡で観測される第二相粒子の平面画像において、まず、輪郭線上における一点と輪郭線上の他の点との距離の最大値を計測し、次に、この最大値を輪郭線上における全ての点について計測し、最後に、これら全最大値のうちから選択される最も大きなものをいう。また、周囲長とは、光学顕微鏡で撮影した第二相粒子の像の外周の長さを示す。
【００５４】
３．フラッタリング特性
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、５０ｎｍ以下であることが好ましく、３０ｎｍ以下であることがより好ましい。５０ｎｍ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。５０ｎｍ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。
【００５５】
また、フラッタリング特性は、ヘリウム中では、３０ｎｍ以下であることが好ましく、
２０ｎｍ以下であることがより好ましい。３０ｎｍ以下であればより高密度な記録容量のＨＤＤ向けの使用に耐え得ると判断した。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。
【００５６】
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、第二相粒子の分布状態を適宜決定すれば良い。これらは、以下に述べる添加元素の含有量、鋳造時の冷却速度を含めた鋳造方法、並びに、その後の熱処理と加工による熱履歴及び加工履歴、をそれぞれ適正に調整することによって得られる。
【００５７】
本発明の実施態様においては、アルミニウム合金板の厚さは、０．４５ｍｍ以上であることが好ましい。アルミニウム合金板の厚さが０．４５ｍｍ未満であると、ハードディスクドライブの取り付け時などに発生する落下などによる加速力により基板が変形する虞がある。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、アルミニウム合金板の厚さが１．３０ｍｍ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、アルミニウム合金板の厚さは、０．４５〜１．３０ｍｍとするのがより好ましく、０．５０〜１．００ｍｍとするのが更に好ましい。
【００５８】
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に小さいためである。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。
【００５９】
４．Ｆｅ固溶量
次に、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板におけるクラッド材の心材及びベア材におけるＦｅ固溶量について説明する。
【００６０】
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板では、Ｆｅ固溶量が０．００１０％以上であることが好ましい。この場合には、固溶強化によりアルミニウム合金基板の強度をより一層向上させる効果が発揮される。アルミニウム合金基板の耐力が低いと、搬送時や取付け時等において外力が加わることで変形する虞がある。そのため、アルミニウム合金基板のＦｅ固溶量は、０．００１０％以上とするのが好ましく、０．００３０％以上とするのがより好ましい。なお、Ｆｅ固溶量の上限は特に限定されるものではないが、Ｆｅ固溶量が多くなると、フラッタリング特性が低下する可能性がある。そのため、Ｆｅ固溶量の上限は、０．０４％程度が好ましい。
【００６１】
５．耐力
次に、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板の耐力について説明する。
【００６２】
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板では、大気中において、３００℃で３時間の加熱後の耐力が３５ＭＰａ以上であることが好ましい。この場合には、磁気ディスク製造時の基板の変形をより一層抑制する効果が発揮される。アルミニウム合金基板の耐力が低いと、搬送時や取付け時等において外力が加わることで変形する虞がある。そのため、大気中における３００℃で３時間の加熱後のアルミニウム合金基板の耐力が３５ＭＰａ以上であるのが好ましく、４５ＭＰａ以上であるのがより好ましい。なお、磁気ディスク用基板の作製（図１のステップＳ１０８又は図２のステップＳ２０８）から磁性体の付着（図１のステップＳ１１１又は図２のステップＳ２１１）までの工程において行われる加熱処理は、最高でも３００℃程度のため、３００℃で加熱した際における耐力を規定している。なお、上記耐力の上限は特に限定されるものではないが、合金組成や製造条件によって自ずと決まるものであり、本発明においては、１８０ＭＰａ程度である。
【００６３】
６．皮材の組成
次に、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するクラッド材の皮材の合金組成及びその含有量について説明する。
【００６４】
本発明に係るアルミニウム合金基板では、ベア材のみでもめっき表面の優れた平滑性を得ることは可能である。しかしながら、第二相粒子が少ない皮材を心材の両面に設けてクラッド材とすることで、めっき表面をより平滑にすることができる。
【００６５】
本発明に係るアルミニウム合金基板では、皮材として、純Ａｌ又はＡｌ−Ｍｇ系合金を用いるのが好ましい。純Ａｌ及びＡｌ−Ｍｇ系合金は、他の合金に比べて比較的粗大な第二相粒子が少なく、めっき性に優れる。
【００６６】
本発明に係るアルミニウム合金基板に用いる純Ａｌの皮材は、Ｃｕ：０．００５〜０．６００％と、Ｚｎ：０．００５〜０．６００％、Ｓｉ：０．００１〜０．３００、Ｆｅ：０．００１〜０．３００％、Ｍｇ：０．００１〜１．０００％と、Ｃｒ：０．３００％以下及びＭｎ：０．３００％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるものが好ましい。例えば、ＪＩＳ  Ａ  １０００系のＡｌ等が挙げられる。
【００６７】
本発明に係るアルミニウム合金基板に用いるＡｌ−Ｍｇ系合金の皮材は、Ｍｇ：１．０〜８．０％を含有し、Ｃｕ：０．００５〜０．６００％、Ｚｎ：０．００５〜０．６００％、Ｃｒ：０．０１０〜０．３００％、Ｓｉ：０．００１〜０．３００％、Ｆｅ：０．００１〜０．３００％及びＭｎ：０．３００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるものが好ましい。
【００６８】
７．磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
以下に、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造工程の各工程及びプロセス条件を詳細に説明する。
【００６９】
アルミニウム合金基板のベア材を用いた磁気ディスクの製造方法を、図１のフローに従って説明する。ここで、アルミニウム合金成分の調製（ステップＳ１０１）〜冷間圧延（ステップＳ１０５）は、アルミニウム合金基板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ１０６）〜磁性体の付着（ステップＳ１１１）は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクとする工程である。まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を製造する工程を説明する。
【００７０】
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・溶融することによって調製する（ステップＳ１０１）。次に、調製されたアルミニウム合金素材の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や連続鋳造（ＣＣ鋳造）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ１０２）。ここで、ＤＣ鋳造法とＣＣ鋳造法は、以下の通りである。
【００７１】
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。
【００７２】
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。
【００７３】
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。両方の鋳造法において、鋳造時の冷却速度は０．１〜１０００℃／ｓの範囲とするのが好ましい。鋳造時の冷却速度を０．１〜１０００℃／ｓとすることによって、Ｆｅ固溶量が多くなり、強度を向上させる効果を得ることができる。また、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長が長くなり、フラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満では、Ｆｅ固溶量が少なくなり、強度が低下する虞がある。また、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が８００ｍｍ／ｍｍ２を超える虞があり、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第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下し、めっき剥離も生じる場合がある。一方、鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを超えると、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる虞があり、十分なフラッタリング特性が得られない場合がある。
【００７４】
次に、必要に応じて鋳造されたアルミニウム合金の均質化処理を実施する（ステップＳ１０３）。均質化処理は、（１）５００℃以上で０．５時間以上の１段目の加熱処理を行った後に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲を１５℃／時間以上の速度で冷却し、その後、２００℃以下まで冷却した後、必要に応じて面削を行い、更に、４００℃以上で２０時間以下の２段目の加熱処理を行うことが好ましく、或いは、（２）５００℃以上で０．５時間以上の加熱処理を１回行うことが好ましい。
【００７５】
（１）Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の析出は、４５０℃前後の温度域が最も発生し易いため、均質化処理を、５００℃以上で０．５時間以上の１段目の加熱処理を行った後に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲を１５℃／時間以上の速度で冷却し、その後２００℃以下まで冷却した後、必要に応じて面削を行い、更に、４００℃以上で２０時間以下の２段目の加熱処理を行い、その後の熱間圧延を所定の条件で行うことで、Ｆｅ固溶量の低下を抑制し、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長が長くなり、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。
【００７６】
１段目の均質化処理時における加熱温度又は時間が５００℃未満又は０．５時間未満の場合は、Ｆｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。１段目の均質化処理時における加熱温度の上限は特に限定されるものではないが、６５０℃を超えると、溶融が発生する虞があるため、上限は６５０℃とするのが好ましい。また、１段目の均質化処理時における加熱時間の上限は特に限定されるものではないが、２４時間を超えて加熱を行っても効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。そのため、加熱時間の上限は２４時間とするのが好ましい。
【００７７】
次に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲における冷却速度が１５℃／時間未満の場合には、Ｆｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。また、２段目の均質化処理時における加熱温度が４００℃未満では、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる虞があり、十分なフラッタリング特性が得られない場合がある。更に、２段目の均質化処理時における加熱時間が２０時間を超える場合には、Ｆｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。
【００７８】
（２）均質化処理を５００℃以上で０．５時間以上の加熱処理を１回のみ行い、その後の熱間圧延を所定の条件で行うことで、Ｆｅ固溶量の低下を抑制し、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長が長くなり、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。均質化処理時における加熱温度又は時間が５００℃未満又は０．５時間未満では、Ｆｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。なお、均質化処理時における加熱温度の上限は特に限定されるものではないが、６５０℃を超えると溶融が発生する可能性があるため、上限は６５０℃とするのが好ましい。
【００７９】
次に、均質化処理を施したアルミニウム合金を熱間圧延して板材とする（ステップＳ１０４）。熱間圧延するに当たっては、（１）均質化処理を行っている場合は、熱間圧延開始温度を３００〜５５０℃とし、３９０℃以上５００℃未満の温度範囲での熱間圧延を３０分以下とし、熱間圧延終了温度は３９０℃未満とすることが好ましい。熱間圧延中は、歪が導入されるため金属間化合物が析出し易い状態であり、３９０℃以上５００℃未満の温度範囲では、短時間でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多く析出するため、その温度範囲における熱間圧延の時間を３０分以下とすることによって、Ｆｅ固溶量の低下を抑制し、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。
【００８０】
３９０℃以上５００℃未満の温度範囲における熱間圧延の時間が３０分を超える場合には、Ｆｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。そのため、３９０℃以上５００℃未満の温度範囲における熱間圧延の時間は３０分以下とするのが好ましく、２０分以下とするのがより好ましい。また、熱間圧延終了温度が３９０℃以上の場合には、熱間圧延で導入された歪が一部残存している状態であり、短時間であってもＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多く析出し、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合があるため、熱間圧延終了温度は３９０℃未満とするのが好ましく、３００℃以下とするのがより好ましい。熱間圧延終了温度の下限は特に限定されるものではないが、終了温度が低くなり過ぎると、熱間圧延中の延性不足により、耳割れ等の不具合が発生し易くなるため、下限は１００℃とするのが好ましい。
【００８１】
一方、（２）均質化処理を行っていない場合は、熱間圧延開始温度を３９０℃未満とすることが好ましい。鋳造後のアルミニウム合金鋳塊は、Ｆｅ固溶量が高く、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物も晶出物として多数存在するため、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が析出し易い４５０℃前後の温度域（熱間圧延の場合は、３９０℃以上５００℃未満）を避けて、熱間圧延開始温度を３９０℃未満とすることによって、Ｆｅ固溶量の低下を抑制し、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。熱間圧延開始温度が３９０℃以上の場合には、Ｆｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。そのため、熱間圧延開始温度は３９０℃未満とするのが好ましく、３５０℃未満とするのがより好ましい。なお、熱間圧延終了温度の下限は特に限定されるものではないが、終了温度が低くなり過ぎると、熱間圧延中の延性不足により、耳割れ等の不具合が発生し易くなるため、下限は１００℃とするのが好ましい。
【００８２】
次に、熱間圧延した板材を冷間圧延して１．３ｍｍから０．４５ｍｍ程度のアルミニウム合金板とする（ステップＳ１０５）。熱間圧延終了後は、冷間圧延によって所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率を１０〜９５％とするのが好ましい。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、２００℃以上３９０℃未満で０．１〜１０時間の条件で行うことが好ましく、連続式の加熱ならば、均質化処理を行っている場合のみ３９０℃以上５００℃未満で０〜６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。ここで、連続式において処理時間が０秒とは、処理温度に到達後に直ちに加熱を止めることを意味する。
【００８３】
アルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、アルミニウム合金板を円環状に打ち抜き、ディスクブランクを作成する（ステップＳ１０６）。次に、ディスクブランクを大気中にて、例えば１００〜４５０℃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、研削加工を施し、アルミニウム合金基板を作製する（ステップＳ１０８）。次に、アルミニウム合金基板表面に脱脂、エッチング、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ１０９）。次に、ジンケート処理した処理表面に下地処理としてＮｉ−Ｐめっき処理を施す（ステップＳ１１０）。最後に、Ｎｉ−Ｐめっき処理面にスパッタリングによって磁性体を付着させ磁気ディスクとする（ステップＳ１１１）。
【００８４】
次に、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスクの製造方法を、図２のフローに従って説明する。ここで、アルミニウム合金の調製（ステップＳ２０１）〜冷間圧延（ステップＳ２０５）は、アルミニウム合金基板を製造する工程であり、ディスクブランクの作製（ステップＳ２０６）〜磁性体の付着（ステップＳ２１１）は、製造されたアルミニウム合金基板を磁気ディスクとする工程である。
【００８５】
まず、心材、皮材に対し、上述の成分組成を有するアルミニウム合金素材の溶湯を、常法にしたがって加熱・溶融することによって調製する（ステップＳ２０１）。次に、所望組成に配合されたアルミニウム合金素材の溶湯から半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法や連続鋳造（ＣＣ鋳造）法等によりアルミニウム合金を鋳造する（ステップＳ２０２−１）。
【００８６】
心材の鋳造時の冷却速度は、両方の鋳造方法において、所望のＦｅ固溶量と第二相粒子の分布を得るために０．１〜１０００℃／ｓの範囲とするのが好ましい。
【００８７】
心材の鋳造時の冷却速度を０．１〜１０００℃／ｓとすることによって、Ｆｅ固溶量が多くなり、強度を向上させる効果を得ることができる。また、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子が心材中に多数生成し、第二相粒子の周囲長が長くなり、フラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。心材の鋳造時の冷却速度が０．１℃／ｓ未満では、Ｆｅ固溶量が少なくなり、強度が低下する虞がある。また、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が８００ｍｍ／ｍｍ２を超える虞があり、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基板側面の粗大な第二相粒子が脱落して大きな窪みが発生し、基板側面の心材と皮材の境界部にめっき剥離が生じる場合がある。一方、鋳造時の冷却速度が１０００℃／ｓを超えると、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる虞があり、十分なフラッタリング特性が得られない場合がある。
【００８８】
次に、皮材用鋳塊の均質化処理を行い、熱間圧延して所望の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し所望の板厚とした心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする工程を行う（ステップＳ２０２−２）。
【００８９】
クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板を圧延圧接法によって製造する場合には、面削や切削等の機械的除去やアルカリ洗浄等の化学的除去を行って心材と皮材表面の酸化皮膜を除去しておくと、後における心材と皮材との圧接が良好に行うことができる（ステップＳ２０２−２）。
【００９０】
皮材はＤＣ鋳造法やＣＣ鋳造法等で得た鋳塊を面削し、熱間圧延して所定寸法の板材とする。熱間圧延前に均質化処理は実施してもしなくても良いが、実施する場合には３５０〜５５０℃で１時間以上等の条件で行うことが好ましい。皮材を所望の厚さとするための熱間圧延を行なうに当たっては、特にその条件は限定されるものではなく、熱間圧延開始温度を３５０〜５００℃とし、熱間圧延終了温度を２６０〜３９０℃とすることが好ましい。また、皮材を所望の厚さとするために熱間圧延後の素板を硝酸や苛性ソーダ等で素洗いすることにより、当該熱間圧延工程で生成した酸化皮膜が除去され、心材との圧接を良好に行なうことができる（ステップＳ２０２−１、Ｓ２０２−２）。
【００９１】
本発明において、心材と皮材とをクラッドするにあたり、皮材のクラッド率（クラッド材全厚さに対する片面皮材厚さの比率）は特に限定されるものではないが、必要な製品板強度や平坦度、研削量に応じて適宜定められ、３〜３０％とするのが好ましく、５〜２０％とするのがより好ましい。例えば、熱間圧延して板厚１５ｍｍ程度の皮材とする工程と、心材用鋳塊を面削し板厚２７０ｍｍ程度の心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする。
【００９２】
次に、必要に応じて鋳造されたアルミニウム合金の均質化処理を実施する（ステップＳ２０３）。均質化処理は、（１）５００℃以上で０．５時間以上の１段目の加熱処理を行った後に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲を１５℃／時間以上の速度で冷却し、その後、２００℃以下まで冷却した後、必要に応じて面削を行い、更に、４００℃以上で２０時間以下の２段目の加熱処理を行うことが好ましく、或いは、（２）５００℃以上で０．５時間以上の加熱処理を１回行うことが好ましい。
【００９３】
なお、上記において、２段目の均質化処理を行う場合は、第一段目の心材の均質化処理が終わってから、必要に応じて心材の面削を行い、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材として、これに２段目の均質化処理を施す。１回のみの均質化処理の場合は、均質化処理前に必要に応じて心材の面削を行い、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材として、１回のみの均質化処理を行う。また、均質化処理を行わない場合は、熱間圧延前に必要に応じて心材の面削を行い、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とする。
【００９４】
（１）心材のＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の析出は、４５０℃前後の温度域が最も発生し易いため、均質化処理を、５００℃以上で０．５時間以上の１段目の加熱処理を行った後に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲を１５℃／時間以上の速度で冷却し、その後２００℃以下まで冷却した後、必要に応じて面削を行い、更に、４００℃以上で２０時間以下の２段目の加熱処理を行い、その後の熱間圧延を所定の条件で行うことで、心材のＦｅ固溶量の低下を抑制し、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長が長くなり、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。
【００９５】
１段目の均質化処理時における加熱温度又は時間が５００℃未満又は０．５時間未満の場合は、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。１段目の均質化処理時における加熱温度の上限は特に限定されるものではないが、６５０℃を超えると、溶融が発生する虞があるため、上限は６５０℃とするのが好ましい。また、１段目の均質化処理時における加熱時間の上限は特に限定されるものではないが、２４時間を超えて加熱を行っても効果は飽和し、それ以上の顕著な改善効果が得られない。そのため、加熱時間の上限は２４時間とするのが好ましい。
【００９６】
次に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲における冷却速度が１５℃／時間未満の場合には、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。また、２段目の均質化処理時における加熱温度が４００℃未満では、心材における３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子の周囲長が１０ｍｍ／ｍｍ２未満となる虞があり、十分なフラッタリング特性が得られない場合がある。更に、２段目の均質化処理時における加熱時間が２０時間を超える場合には、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。
【００９７】
（２）均質化処理を５００℃以上で０．５時間以上の加熱処理を１回のみ行い、その後の熱間圧延を所定の条件で行うことで、心材のＦｅ固溶量の低下を抑制し、３μｍ以上の最長径を有する第二相粒子が多数生成し、第二相粒子の周囲長が長くなり、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。均質化処理時における加熱温度又は時間が５００℃未満又は０．５時間未満では、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。なお、均質化処理時における加熱温度の上限は特に限定されるものではないが、６５０℃を越えると溶融が発生する可能性があるため、上限は６５０℃とするのが好ましい。
【００９８】
心材と皮材との合わせ材を均質化処理する際には、心材と皮材の界面の酸化皮膜の生成を極力抑制する必要がある。そのためには、酸化皮膜が生成し易い組成を有するアルミニウム合金を均質化処理する場合には、例えば、窒素ガスやアルゴンガスなどの不活性ガス、一酸化炭素などの還元性ガス、真空などの減圧ガスなどの非酸化性雰囲気中で行うのが好ましい。
【００９９】
次に、均質化処理を施したアルミニウム合金を熱間圧延して板材とする（ステップＳ２０４）。熱間圧延を行うことで、心材と皮材がクラッドされる。熱間圧延するに当たっては、（１）均質化処理を行っている場合は、熱間圧延開始温度を３００〜５５０℃とし、３９０℃以上５００℃未満の温度範囲での熱間圧延を３０分以下とし、熱間圧延終了温度は３９０℃未満とすることが好ましい。熱間圧延中は、歪が導入されるため金属間化合物が析出し易い状態であり、３９０℃以上５００℃未満の温度範囲では、短時間でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多く析出するため、その温度範囲における熱間圧延の時間を３０分以下とすることによって、心材のＦｅ固溶量の低下を抑制し、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。
【０１００】
３９０℃以上５００℃未満の温度範囲における熱間圧延の時間が３０分を超える場合には、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。そのため、３９０℃以上５００℃未満の温度範囲における熱間圧延の時間は３０分以下とするのが好ましく、２０分以下とするのがより好ましい。また、熱間圧延終了温度が３９０℃以上の場合には、熱間圧延で導入された歪が一部残存している状態であり、短時間であってもＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が多く析出し、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合があるため、熱間圧延終了温度は３９０℃未満とするのが好ましく、３００℃以下とするのがより好ましい。熱間圧延終了温度の下限は特に限定されるものではないが、終了温度が低くなり過ぎると、熱間圧延中の延性不足により、耳割れ等の不具合が発生し易くなるため、下限は１００℃とするのが好ましい。
【０１０１】
一方、（２）均質化処理を行っていない場合は、熱間圧延開始温度を３９０℃未満とすることが好ましい。鋳造後における心材のアルミニウム合金鋳塊は、Ｆｅ固溶量が高く、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物も晶出物として多数存在するため、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が析出し易い４５０℃前後の温度域（熱間圧延の場合は、３９０℃以上５００℃未満）を避けて、熱間圧延開始温度を３９０℃未満とすることによって、Ｆｅ固溶量の低下を抑制し、強度とフラッタリング特性を向上させる効果を得ることができる。熱間圧延開始温度が３９０℃以上の場合には、心材のＦｅ固溶量が０．００１０％未満となる虞があり、十分な耐力が得られない場合がある。そのため、熱間圧延開始温度は３９０℃未満とするのが好ましく、３５０℃未満とするのがより好ましい。なお、熱間圧延終了温度の下限は特に限定されるものではないが、終了温度が低くなり過ぎると、熱間圧延中の延性不足により、耳割れ等の不具合が発生し易くなるため、下限は１００℃とするのが好ましい。なお、ここでの板厚は３．０ｍｍ程度とする。
【０１０２】
次に、熱間圧延によって得られるアルミニウム合金板は、冷間圧延によって所望の製品板厚に仕上げられる（ステップＳ２０５）。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、圧延率は１０〜９５％とするのが好ましい。
【０１０３】
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、２００℃以上３９０℃未満で０．１〜１０時間の条件で行うことが好ましい。なお、ここでの板厚は、１．３ｍｍから０．４５ｍｍ程度の範囲が好ましい。
【０１０４】
クラッド材のアルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、クラッド材のアルミニウム合金板を円環状に打ち抜き、ディスクブランクを作成する（ステップＳ２０６）。次に、ディスクブランクを大気中にて例えば１００℃以上４５０℃以下で３０分以上の加圧焼鈍を行い平坦化したブランクを作製する次に、ブランクに切削加工、研削加工を施し、アルミニウム合金基板を作製する（ステップＳ２０８）。次に、アルミニウム合金基板表面に脱脂、エッチング、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す（ステップＳ２０９）。次に、ジンケート処理した処理表面に下地処理としてＮｉ−Ｐめっき処理を施す（ステップＳ２１０）。最後に、Ｎｉ−Ｐめっき処理面にスパッタリングによって磁性体を付着させ磁気ディスクとする（ステップＳ２１１）。
【実施例】
【０１０５】
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。
【０１０６】
１．ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板
まず、ベア材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。表１〜表３に示す成分組成の各合金素材を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ１０１）。表１〜３中「−」は、測定限界値以下を示す。
【０１０７】
【表１】
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【０１０８】
【表２】
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【０１０９】
【表３】
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【０１１０】
次に、表４〜６に示すように、合金Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２６、Ａ２８〜Ａ３１、Ａ３５〜Ａ６４、ＡＣ１及びＡＣ３〜ＡＣ１３は、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ａ２７、Ａ３２〜Ａ３４、Ａ６５及びＡＣ２は、アルミニウム合金溶湯をＣＣ鋳造法により、鋳造し鋳塊を作製した（ステップＳ１０２）。合金Ｎｏ．Ａ３６〜Ａ４３、Ａ５４、Ａ５５、Ａ５７、Ａ５９〜Ａ６１及びＡＣ３の鋳塊は両面１５ｍｍの面削を行った。
【０１１１】
【表４】
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【０１１２】
【表５】
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【０１１３】
【表６】
2018142389.tif 000008
【０１１４】
次に、表４〜表６に示す条件にて均質化処理を施した（ステップＳ１０３）。なお、合金Ｎｏ．Ａ４０〜Ａ４３、Ａ５４、Ａ５５及びＡ６５は均質化処理を行っていない。また、１段目に加えて２段目の均質化処理を行う合金の中で、合金Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２６、Ａ２８〜Ａ３１、Ａ３５、Ａ４４〜５３、Ａ５６、Ａ５８、Ａ６２〜Ａ６４、ＡＣ１、ＡＣ４〜ＡＣ１３の鋳塊は、２段目の均質化処理前に両面１５ｍｍの面削を行った。なお、２段目の均質化処理を行う場合、加熱温度までの昇温速度を４０℃／ｈとした。次に、表４〜表６に示す条件にて熱間圧延を行ない、板厚２．０ｍｍの熱間圧延板とした（ステップＳ１０４）。また、合金Ｎｏ．Ａ３６〜３９、Ａ５７、Ａ５９〜６１は、上述の１回のみの加熱処理によって均質化処理を行なったものである。
【０１１５】
なお、均質化処理を行っている場合は、最終加熱温度から熱間圧延開始温度までの降温速度は３０℃／ｈとした。熱間圧延後に、Ｎｏ．Ａ１、Ａ３、Ａ５及びＡＣ１の合金の熱間圧延板は３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）を行った。このようにして作製した全ての熱間圧延板は、冷間圧延（圧延率６０．０％）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の円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ１０６）。
【０１１６】
このようにして作製したディスクブランクを３００℃で３時間加圧焼鈍を施した（ステップＳ１０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ１０８）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（商品名、上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（商品名、上村工業製）により６５℃で１分のエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした（ステップＳ１０９）。
【０１１７】
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１７μｍ厚さに無電解めっきした後、羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））を行った（ステップＳ１１０）。
【０１１８】
鋳造（ステップＳ１０２）工程後のアルミニウム合金鋳塊、冷間圧延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板、研削加工（ステップＳ１０８）工程後のアルミニウム合金基板、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板について以下の評価を行った。なお、各試料については、２枚のディスクをめっき処理まで実施しているが、比較例４〜１３のディスクでは、めっき剥離が生じていたため、ディスク・フラッタの測定を行うことが出来なかった。なお、実施例１、６２〜６４では、２枚のうち１枚でめっき剥離が生じたが、めっき剥離が生じなかった方を用い評価を実施した。
【０１１９】
〔鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ１０２）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ  Ａｒｍ  Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定には、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
【０１２０】
〔耐力〕
耐力は、ＪＩＳＺ２２４１に準拠し、冷間圧延（ステップＳ１０５）後のアルミニウム合金板を３００℃で３時間の焼鈍（加圧焼鈍模擬加熱）を行った後、３００℃で３時間の大気中加熱を行い、圧延方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取してｎ＝２にて測定した。強度の評価は、耐力が４５ＭＰａ以上の場合をＡ（優）、３５ＭＰａ以上４５ＭＰａ未満をＢ（良）、３０ＭＰａ以上３５ＭＰａ未満をＣ（可）、３０ＭＰａ未満はＤ（劣）とした。なお、研削加工後のアルミニウム合金基板や磁気ディスクのめっきを剥離し、表面を１０μｍ研削した基板から試験片を採取した。この試験片に、３００℃で３時間の大気中加熱を行い、耐力を評価することも可能である。その際の試験片の寸法は、平行部の幅５±０．１４ｍｍ、試験片の原標点距離１０ｍｍ、肩部の半径２．５ｍｍ、平行部長さ１５ｍｍとする。
【０１２１】
〔Ｆｅ固溶量〕
Ｆｅ固溶量の測定は、グラインディング加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板を用い、次の手順により行った。熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣から、アルミニウム合金基板におけるＦｅ総析出量を分析測定し、Ｆｅ成分分析値から差し引いた値をＦｅ固溶量とした。なお、Ｆｅ析出量の分析方法については、「佐藤，泉：軽金属学会第６８回春期大会講演概要，（１９８５），５５．」の学術文献、「村松，松尾，小松ら：軽金属学会第７６回春期大会講演概要，（１９８９），５１．」の学術文献を参照して行なった。
【０１２２】
熱フェノール溶解抽出法に関して説明する。アルミニウム合金基板から２ｇの試験片を採取した。なお、試験片は、アルミニウム合金基板から小片を切り出し、合計で２ｇとなるように秤量した。次いで、フェノール５０ｍｌを入れたビーカーをホットプレート上に載置してフェノールを１７０〜１８０℃に加熱した後、試験片を投入して溶解させた。次いで、上記溶液が入ったビーカーをホットプレート上から移して冷却した。次いで、固化防止のため、上記冷却した溶液にベンジルアルコールを添加した。次いで、上記ベンジルアルコールを添加した溶液を、ポリテトラフルオロエチレン製のメンブランフィルター（孔径０．１μｍ）により濾過し、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を残渣として得た。次いで、この熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣中のＳｉを１０％−ＮａＯＨ溶液によって溶解させた後に、この溶液に王水（体積比で濃塩酸：濃硝酸＝３：１）を加えた混合液によってＦｅを溶解させた。このようにして、溶解したＳｉ、Ｆｅを含む混合液を得た。次いで、この混合液を誘導結合プラズマ発光分析法（ＩＣＰ）によって定量分析した。これにより、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物として析出したＦｅ析出量を求めた。
【０１２３】
次に、熱フェノール溶解抽出法より得られたＦｅ析出量をＦｅ総析出量とした。そして、アルミニウム合金基板のＦｅ成分分析値からＦｅ総析出量を差し引いた値をＦｅ固溶量とした。
【０１２４】
〔第二相粒子の最長径及び周囲長〕
研削加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板断面を研磨後、光学顕微鏡により４００倍で１ｍｍ２観察し、粒子解析ソフトＡ像くん（商品名、旭化成エンジニアリング（株）社製）を用いて第二相粒子の最長径及び周囲長（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
【０１２５】
〔ディスク・フラッタの測定〕
めっき処理研磨（ステップＳ１１０）工程後のアルミニウム合金基板を用いディスク・フラッタの測定を行った。ディスク・フラッタの測定は、市販のハードディスクドライブに空気の存在下、アルミニウム合金基板を設置して測定を行った。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ＬＤＶ１８００（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。
【０１２６】
フラッタリング特性の評価は、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、３０ｎｍ以下の場合をＡ（優）、３０ｎｍを超えて４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍを超えて５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
【０１２７】
以上の評価結果を、表７〜９に示す。
【０１２８】
【表７】
2018142389.tif 000009
【０１２９】
【表８】
2018142389.tif 000010
【０１３０】
【表９】
2018142389.tif 000011
【０１３１】
表７〜９に示すように、実施例１〜６５では良好な強度とフラッタリング特性を得ることが出来た。
【０１３２】
これに対して、比較例１〜３では、アルミニウム合金のＦｅ含有量が少な過ぎたために強度とフラッタリング特性が劣った。
【０１３３】
比較例４、５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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１３４】
比較例６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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１３５】
比較例７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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１３６】
比較例８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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１３７】
比較例９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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１３８】
比較例１０では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、磁気ディスクとして不適であった。
【０１３９】
比較例１１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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１４０】
比較例１２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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１４１】
比較例１３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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１４２】
２．クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板
次に、クラッド材の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の実施例について説明する。
【０１４３】
表１０〜１５に示す成分組成の各合金を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した（ステップＳ２０１）。表１０〜１５中において、「−」は測定限界値以下を示す。
【０１４４】
【表１０】
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【０１４５】
【表１１】
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【０１４６】
【表１２】
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【０１４７】
【表１３】
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【０１４８】
【表１４】
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【０１４９】
【表１５】
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【０１５０】
表１６〜１８に示すように、心材用鋳塊として合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ２６、Ｂ２８〜Ｂ３１、Ｂ３５〜Ｂ６４及びＢＣ１及びＢＣ３〜ＢＣ１３のアルミニウム合金溶湯は、ＤＣ鋳造法により、合金Ｎｏ．Ｂ２７、Ｂ３２〜Ｂ３４、Ｂ６５及びＢＣ２のアルミニウム合金溶湯は、ＣＣ法により鋳塊を作製した（ステップＳ２０２−１）。皮材用鋳塊は、全合金ともＤＣ鋳造法により作製した。合金Ｎｏ．Ｂ３６〜Ｂ４３、Ｂ５４、Ｂ５５、Ｂ５７、Ｂ５９〜Ｂ６１及びＢＣ３の心材は、鋳塊の両面１５ｍｍの面削を行ない心材とした（ステップＳ２０２−２）。皮材は、鋳塊の両面１５ｍｍの面削を行い、大気中にて５２０℃で６時間の均質化処理を実施し、熱間圧延を行なって合金Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ２６、Ｃ２８〜Ｃ３１、Ｃ３５〜Ｃ６１及びＣＣ１及びＣＣ３〜ＣＣ１３は板厚１５ｍｍの熱間圧延板とし、合金Ｎｏ．Ｃ２７、Ｃ３２〜Ｃ３４、Ｃ６５及びＣＣ２は板厚１．５ｍｍの熱間圧延板とした。その後、熱間圧延板を苛性ソーダで素洗いして皮材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とした。
【０１５１】
更に、表１６〜１８に示すように、均質化処理を施した（ステップＳ２０３）。表１６〜１８において、合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３５、Ｂ４４〜Ｂ５３、Ｂ５６、Ｂ５８、Ｂ６２〜６４、ＢＣ１、ＢＣ２、ＢＣ４〜１３については、上述のように、５００℃以上で０．５時間以上の１段目の加熱処理を行った後に、４００℃以上５００℃未満の温度範囲を１５℃／時間以上の速度で冷却し、その後、２００℃以下まで冷却した後、必要に応じて面削を行なった。そして、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材としたクラッド材を、４００℃以上で２０時間以下の２段目の加熱処理を行なった。なお、合金Ｎｏ．Ｂ４０〜Ｂ４３、Ｂ５４及びＢ５５、Ｂ６５は均質化処理を行っていない。また、合金Ｎｏ．Ｂ３６〜３９、Ｂ５７、Ｂ５９〜６１、ＢＣ３は、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材としたクラッド材を、上述の１回のみの加熱処理によって均質化処理を行なったものである。
【０１５２】
【表１６】
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【０１５３】
【表１７】
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【０１５４】
【表１８】
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【０１５５】
また、クラッド材の状態で２段目の均質化処理を行う合金の中で、合金Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ２６、Ｂ２８〜Ｂ３１、Ｂ３５、Ｂ４４〜Ｂ５３、Ｂ５６、Ｂ５８、Ｂ６２〜Ｂ６４、ＢＣ１、ＢＣ４〜ＢＣ１３の鋳塊は、２段目の均質化処理前に両面１５ｍｍの面削を行い、合金Ｎｏ．Ｂ２７、Ｂ３２〜Ｂ３４、Ｂ６５及びＢＣ２は面削を行わずに心材とし、心材の両面に皮材を合わせて合わせ材とした。なお、２段目の均質化処理を行う場合、加熱温度までの昇温速度を４０℃／ｈとした。次に、表１６〜１８に示す条件にて熱間圧延を行ない、板厚２．０ｍｍの熱間圧延板とした（ステップＳ２０４）。なお、均質化処理を行っている場合は、最終加熱温度から熱間圧延開始温度までの降温速度を、３０℃／ｈとした。熱間圧延後に、合金Ｎｏ．Ｂ１、Ｂ３、Ｂ５及びＢＣ１の合金の熱間圧延板は、３６０℃で２時間の条件で焼鈍（バッチ式）を行った。全ての板材を、冷間圧延（圧延率６０．０％）により最終板厚の０．８ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金基板とした（ステップＳ２０５）。前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した（ステップＳ２０６）。
【０１５６】
このようにして作製したディスクブランクに、３００℃で３時間の加圧焼鈍を施して平坦化した（ステップＳ２０７）。端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った（ステップＳ２０８）。その後、ＡＤ−６８Ｆ（商品名、上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（商品名、上村工業製）により６５℃で１分のエッチングを行い、さらに３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマット処理を行なった。
【０１５７】
このようにして表面状態を整えた後に、ディスクブランクをＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（商品名、上村工業製）の２０℃のジンケート処理液に０．５分間浸漬して表面にジンケート処理を施した（ステップＳ２０９）。なお、ジンケート処理は合計２回行い、ジンケート処理間に室温の３０％ＨＮＯ３水溶液に２０秒間浸漬して表面を剥離処理した。ジンケート処理した表面に、ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（商品名、上村工業製）を用いてダブルジンケート処理を施した（ステップＳ２０９）。ジンケート処理した表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理液（ニムデンＨＤＸ（商品名、上村工業製））を用いてＮｉ−Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきした後、羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））を行った（ステップＳ２１０）。
【０１５８】
鋳造（ステップＳ２０２−１）工程後のアルミニウム合金鋳塊、冷間圧延（ステップＳ２０５）後のアルミニウム合金板、研削加工（ステップＳ２０８）工程後のアルミニウム合金基板、ならびに、めっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基板について以下の評価を行った。なお、各試料については、２枚のディスクをめっき処理まで実施しているが、比較例１７〜２６のディスクでは、めっき剥離が生じていたため、ディスク・フラッタの測定を行うことが出来なかった。なお、実施例６６、１２７〜１２９では、２枚のうち１枚でめっき剥離が生じたが、めっき剥離が生じなかった方を用い評価を実施した。
【０１５９】
〔心材の鋳造時の冷却速度〕
鋳造（ステップＳ２０２−１）後の鋳塊のＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ  Ａｒｍ  Ｓｐａｃｉｎｇ）を測定し、鋳造時の冷却速度（℃／ｓ）を算出した。ＤＡＳは光学顕微鏡により鋳塊厚さ方向の断面組織観察を行い、２次枝法により測定した。測定には、鋳塊の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
【０１６０】
〔耐力〕
耐力は、ＪＩＳＺ２２４１に準拠し、冷間圧延（ステップＳ２０５）後のアルミニウム合金板を３００℃で３時間の焼鈍（加圧焼鈍模擬加熱）を行った後、３００℃で３時間の大気中加熱を行い、圧延方向に沿ってＪＩＳ５号試験片を採取してｎ＝２にて測定した。強度の評価は、耐力が４５ＭＰａ以上の場合をＡ（優）、３５ＭＰａ以上４５ＭＰａ未満をＢ（良）、３０ＭＰａ以上３５ＭＰａ未満をＣ（可）、３０ＭＰａ未満はＤ（劣）とした。なお、研削加工後のアルミニウム合金基板や磁気ディスクのめっきを剥離し、表面を１０μｍ研削した基板から試験片を採取した。この試験片に、３００℃で３時間の大気中加熱を行い、耐力を評価することも可能である。その際の試験片の寸法は、平行部の幅５±０．１４ｍｍ、試験片の原標点距離１０ｍｍ、肩部の半径２．５ｍｍ、平行部長さ１５ｍｍとする。
【０１６１】
〔心材のＦｅ固溶量〕
心材のＦｅ固溶量の測定は、グラインディング加工（ステップＳ１０８）後のアルミニウム合金基板を用い、次の手順により行った。皮材の部分を研磨等で除去した後に、熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣から、アルミニウム合金基板におけるＦｅ総析出量を分析測定し、Ｆｅ成分分析値から差し引いた値をＦｅ固溶量とした。なお、Ｆｅ析出量の分析方法については、「佐藤，泉：軽金属学会第６８回春期大会講演概要，（１９８５），５５．」の学術文献、「村松，松尾，小松ら：軽金属学会第７６回春期大会講演概要，（１９８９），５１．」の学術文献を参照して行なった。
【０１６２】
熱フェノール溶解抽出法に関して説明する。皮材を除去したアルミニウム合金基板から２ｇの試験片を採取した。なお、試験片は、アルミニウム合金基板から小片を切り出し、合計で２ｇとなるように秤量した。次いで、フェノール５０ｍｌを入れたビーカーをホットプレート上に載置してフェノールを１７０〜１８０℃に加熱した後、試験片を投入して溶解させた。次いで、上記溶液が入ったビーカーをホットプレート上から移して冷却した。次いで、固化防止のため、上記冷却した溶液にベンジルアルコールを添加した。次いで、上記ベンジルアルコールを添加した溶液を、ポリテトラフルオロエチレン製のメンブランフィルター（孔径０．１μｍ）により濾過し、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を残渣として得た。次いで、この熱フェノール溶解抽出法により得られた残渣中のＳｉを１０％−ＮａＯＨ溶液によって溶解させた後に、この溶液に王水（体積比で濃塩酸：濃硝酸＝３：１）を加えた混用液によってＦｅを溶解させた。このようにして、溶解したＳｉ、Ｆｅを含む混合液を得た。次いで、この混合液を誘導結合プラズマ発光分析法（ＩＣＰ）によって定量分析した。これにより、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物として析出したＦｅ析出量を求めた。
【０１６３】
次に、熱フェノール溶解抽出法より得られたＦｅ析出量をＦｅ総析出量とした。そして、アルミニウム合金基板のＦｅ成分分析値からＦｅ総析出量を差し引いた値を心材のＦｅ固溶量とした。
【０１６４】
〔心材中の第二相粒子の最長径及び周囲長〕
研削加工（ステップＳ２０８）後のアルミニウム合金基板断面を研磨後、光学顕微鏡により４００倍で１ｍｍ２観察し、粒子解析ソフトＡ像くん（商品名、旭化成エンジニアリング（株）社製）を用いて、心材中の第二相粒子の最長径及び周囲長（ｍｍ／ｍｍ２）の測定を行った。測定は、基板の厚さ方向の中央部の断面を用いた。
【０１６５】
〔ディスク・フラッタの測定〕
めっき処理研磨（ステップＳ２１０）工程後のアルミニウム合金基板を用いディスク・フラッタの測定を行った。ディスク・フラッタの測定は、市販のハードディスクドライブに空気の存在下、アルミニウム合金基板を設置して測定を行った。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ＬＤＶ１８００（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ている。
【０１６６】
フラッタリング特性の評価は、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、３０ｎｍ以下の場合をＡ（優）、３０ｎｍを超えて４０ｎｍ以下をＢ（良）、４０ｎｍを超えて５０ｎｍ以下をＣ（可）、５０ｎｍより大きい場合はＤ（劣）とした。
【０１６７】
以上の評価結果を、表１９〜２１に示す。
【０１６８】
【表１９】
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【０１６９】
【表２０】
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【０１７０】
【表２１】
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【０１７１】
表１９〜２１に示すように、実施例６６〜１３０では、良好な強度とフラッタリング特性を得ることが出来た。
【０１７２】
これに対して、比較例１４〜１６では、アルミニウム合金のＦｅ含有量が少な過ぎたために強度とフラッタリング特性が劣った。
【０１７３】
比較例１７、１８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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１７４】
比較例１９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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１７５】
比較例２０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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１７６】
比較例２１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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１７７】
比較例２２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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１７８】
比較例２３では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が多過ぎたために先述の通りめっき剥離が生じ、磁気ディスクとして不適であった。
【０１７９】
比較例２４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、磁気ディスクとして不適であった。
【０１８０】
比較例２５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、磁気ディスクとして不適であった。比較例２６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、磁気ディスクとして不適であった。
【産業上の利用可能性】
【０１８１】
本発明により、高強度で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、これを用いた磁気ディスク基板ディスクが得られる。
【図１】
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【図２】
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