(57)【要約】【課題】優れためっき性と研削性を有し、これにより、磁気ディスク１枚当たりの記憶容量を増加させることで、生産効率の向上とコスト低減を可能とした磁気ディスク用アルミニウム合金基板を提供する。【解決手段】Ｍｇ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）、Ｃｕ：０．００３〜０．１５０％、Ｚｎ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．０３〜１．００％及びＢｅ：０．００００１〜０．００２００％を含有し、Ｆｅ：０．５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．３０％以下及びＣｌ：０．００５％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板、ならびに、その製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００３〜０．１５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜１．００ｍａｓｓ％及びＢｅ：０．００００１〜０．００２００ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３０ｍａｓｓ％以下及びＣｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
【請求項２】
最長径１０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が１．００個／ｃｍ２以下の密度で存在する、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】
０．２５≦Ｍｎ含有量（ｍａｓｓ％）／｛（Ｓｉ含有量（ｍａｓｓ％）＋Ｆｅ含有量（ｍａｓｓ％）｝≦１．００を満たす、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】
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の製造方法において、Ｃｌ含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下のＭｇ原料を添加してアルミニウム合金の溶湯を調整する溶湯調整工程と、調整した溶湯を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を加熱処理により均質化する均質化処理工程と、均質化処理した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を含み、前記均質化処理工程が、鋳塊を４００℃以上４５０℃以下の温度で１〜３０時間加熱する第１加熱段階と、第１加熱段階の後に鋳塊を４５０℃を超え５６０℃以下の温度で１〜２０時間加熱する第２加熱段階と、を含むことを特徴とする磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金基板に関し、詳細には、優れためっき性と研削性を有する磁気ディスク用アルミニウム合金基板に関し、ならびに、生産性に優れた当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
コンピュータやデータセンターの記憶装置に用いられるアルミニウム合金製磁気ディスク基板は、良好なめっき性を有すると共に機械的特性や加工性が優れたＪＩＳ５０８６（３．５ｍａｓｓ％以上４．５ｍａｓｓ％以下のＭｇ、０．５０ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．４０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、０．２０ｍａｓｓ％以上０．７０ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．０５ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．１０ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．１５ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．２５ｍａｓｓ％以下のＺｎ、残部Ａｌ及び不可避的不純物）からなるアルミニウム合金基板に、無電解Ｎｉ−Ｐめっきを施した後に、表面を平滑に研磨して磁性体を付着させることにより製造されている。
【０００３】
更に、アルミニウム合金製磁気ディスクは、めっき前処理工程における金属間化合物の抜け落ちによるピット不具合の改善を目的に、ＪＩＳ５０８６中の不純物であるＦｅ、Ｓｉ等の含有量を制限し、マトリックス中の金属間化合物を小さくしたアルミニウム合金基板、或いは、めっき性改善を目的にＪＩＳ５０８６中のＣｕやＺｎを意識的に添加したアルミニウム合金基板等から製造されている。
【０００４】
一般的なアルミニウム合金製磁気ディスクは、まず円環状アルミニウム合金基板を作製し、このアルミニウム合金基板にめっきを施し、次いで、その表面に磁性体を付着させることにより製造されている。
【０００５】
例えば、前記ＪＩＳ５０８６合金からなるアルミニウム合金製磁気ディスクは、以下の製造工程により製造される。まず、所望の化学成分としたアルミニウム合金を鋳造し、その鋳塊に均質化処理を施した後に熱間圧延し、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、それまでの製造工程により生じた歪み等を除去するために、円環状に打抜いたアルミニウム合金板を積層し、上下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うことにより、円環状アルミニウム合金基板が作製される。
【０００６】
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、脱脂処理、エッチング処理、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を順次施す。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、そのめっき表面を研磨した後に、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。
【０００７】
近年になって、クラウドサービスの発展に伴うデータセンターの記憶容量の大容量化や新しい記憶装置であるＳＳＤに対抗するため、ＨＤＤの大容量化が不可欠となってきている。ＨＤＤの大容量化のために、磁気ディスク１枚当たりの記憶容量を増加させることが求められている。Ｎｉ−Ｐめっき表面に例えばピットのような欠陥が存在すると、欠陥周辺部を除外してデータの読み書きを行わなければならないため、欠陥の数に比例して磁気ディスク１枚当たりの記憶容量が低下する。そのため、記憶容量の増加にはＮｉ−Ｐめっき表面の欠陥を低減することが必要不可欠である。
【０００８】
Ｎｉ−Ｐめっき表面の欠陥は、アルミニウム合金基板から金属間化合物が脱落した孔や、アルミニウム合金基板と金属間化合物との局部電池反応によりアルミニウム合金基板が溶解することで発生する孔が原因となって発生する。これらは、アルミニウム合金中のＦｅ及びＳｉの含有量を低減することで対策されてきたが、Ｆｅ及びＳｉの含有量を低減するには高純度地金の使用量を増やす必要がありコストの高騰を招く。更に、Ｆｅの含有量を低減し過ぎると、研削加工時の速度が遅くなり生産性が低下する。即ち、めっき表面の欠陥を低減するためにＦｅ及びＳｉの含有量を低減すると、コストの高騰と生産性の低下を招いてしまう。そこで、Ｆｅ及びＳｉの含有量を低減することなく、めっき表面の欠陥を低減できる従来とは異なる解決方法が求められている。
【０００９】
Ｆｅ及びＳｉはアルミニウム合金基板中に固溶するが、固溶しきれなかったＦｅ及びＳｉはアルミニウム合金基板中にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ系金属間化合物として存在する。アルミニウム合金中にＭｎが添加されていると、前記金属間化合物は、それぞれＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物を形成する。これら金属間化合物とアルミニウム合金基板のマトリクス（以下、単に「マトリクス」と記す）との電位差が小さいため、局部電池反応が抑制されることでアルミニウム合金基板の溶解が抑制され、その結果、めっき表面の欠陥を低減できることになる。
【００１０】
例えば特許文献１には、強度向上のためにＭｎが添加されたアルミニウム合金基板の組成が開示されている。特許文献２には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物中の元素構成比を制御する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特許第５８１５１５３号公報
【特許文献２】特許第５７６７３８４号公報
【００１２】
しかしながら、これら先行技術においては、Ｍｎ添加によるめっき表面の欠陥を低減する技術思想には至っておらず、従来と同様にＦｅ及びＳｉの含有量を低く制限することで、めっき表面の欠陥を低減する手法から脱却できていない。
【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、アルミニウム合金基板の組成において、Ｍｎ添加によりアルミニウム合金基板の溶解を抑制することでめっき表面の欠陥を低減し、その結果、研削加工速度の向上が図られる。更に、Ｍｎ添加によりＦｅ及びＳｉの含有量の上限を緩和でき、原材料コストの低減が同時に図られる。これまで、めっき表面の欠陥を低減するためにＦｅ及びＳｉの含有量を低減する手法から脱却できなかったが、本発明者らは研究を重ねる中でＭｎ添加による上記効果を見出し、従来技術とは逆に元素を添加することでめっき表面の欠陥を低減する技術を達成するに至った。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉの含有量とめっき表面の欠陥及び研削加工速度の関係について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉの含有量の比を制御することで、めっき表面の欠陥を抑制し、且つ、研削加工速度の向上を同時に達成できることを見出した。更に、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を制限することで、めっき表面の欠陥を抑制し、且つ、研削加工速度の向上により効果が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
即ち、本発明は請求項１において、Ｍｇ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００３〜０．１５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜１．００ｍａｓｓ％及びＢｅ：０．００００１〜０．００２００ｍａｓｓ％を含有し、Ｆｅ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３０ｍａｓｓ％以下及びＣｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下に規制し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板とした。
【００１６】
本発明は請求項２では請求項１において、最長径１０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が１．００個／ｃｍ２以下の密度で存在するものとした。
【００１７】
本発明は請求項３では請求項１又は２において、０．２５≦Ｍｎ含有量（ｍａｓｓ％）／｛（Ｓｉ含有量（ｍａｓｓ％）＋Ｆｅ含有量（ｍａｓｓ％）｝≦１．００を満たすものとした。
【００１８】
本発明は請求項４では、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の製造方法において、Ｃｌ含有量が０．０５ｍａｓｓ％以下のＭｇ原料を添加してアルミニウム合金の溶湯を調整する溶湯調整工程と、調整した溶湯を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を加熱処理により均質化する均質化処理工程と、均質化処理した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を含み、前記均質化処理工程が、鋳塊を４００℃以上４５０℃以下の温度で１〜３０時間加熱する第１加熱段階と、第１加熱段階の後に鋳塊を４５０℃を超え５６０℃以下の温度で１〜２０時間加熱する第２加熱段階と、を含むことを特徴とする磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法とした。
【発明の効果】
【００１９】
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、優れためっき性と研削性を有する。これにより、磁気ディスク１枚当たりの記憶容量を増加させることが可能となり、生産効率の向上とコスト低減を可能とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明を実施の形態に基づき詳細に説明する。本発明の特徴は、Ｍｎ添加、Ｆｅ及びＳｉの含有量の上限緩和、ならびに、Ｍｇ原料中のＣｌ含有量と均質化熱処理の条件にある。以下に、これらについての効果と詳細なメカニズムについて説明する。
【００２１】
１．めっき表面の欠陥の発生メカニズム
１−１．アルミニウム合金基板の溶解
めっき表面の欠陥は、アルミニウム合金基板の溶解と関連する。アルミニウム合金基板の溶解は、前処理から無電解Ｎｉ−Ｐめっきまでの工程において、マトリクスと金属間化合物との電池反応が原因となる。アルミニウム合金基板表面に存在するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ系金属間化合物は、マトリクスよりも貴な電位を示す。即ち、前記金属間化合物がカソードサイトとなり、周辺のマトリクスがアノードサイトとなる局部電池が形成される。このような局部電池の反応により発生するめっき表面の欠陥は、２種類ある。一つめは、前処理工程中の局部電池反応により金属間化合物周辺のマトリクスの溶解が進行し、金属間化合物が脱落することでアルミニウム基板表面に大きな孔が形成され、無電解Ｎｉ−Ｐめっきにより孔が埋められずにめっき表面の欠陥となるものである。二つめは、無電解Ｎｉ−Ｐめっき工程中に局部電池反応が発生する場合である。無電解Ｎｉ−Ｐめっき工程中にアルミニウム合金基板が露出していると、局部電池反応により金属間化合物周辺のマトリクスの溶解が進行し、局部的なガス発生が連続的に発生することにより、アルミニウム基板からＮｉ−Ｐめっき表面まで延びるアスペクト比の大きいめっき表面の欠陥となるものである。
【００２２】
１−２．アルミニウム合金基板表面の化合物が研削加工に及ぼす影響
めっき表面の欠陥は、研削加工時にアルミニウム合金基板表面から化合物が脱落することとも関連する。アルミニウム合金基板表面に例えば後述の金属間化合物やＣｒ酸化物等の粗大な化合物が存在すると、研削加工時に脱落する場合がある。化合物が脱落すると、アルミニウム合金表面基板に大きな孔が形成され、無電解Ｎｉ−Ｐめっきにより孔が埋められずめっき表面の欠陥となる。また、硬い化合物が存在していると、研削加工時に硬い化合物を削ることができずアルミニウム合金表面基板に凸部が生じ、或いは、化合物を起点とした広範囲に研削傷が発生し、めっき表面の平滑性が低下する場合がある。更に、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物に関しては、局部電池反応によりアルミニウム基板表面の溶解を進行させ、これにより大きな孔を形成させて欠陥となることもある。しかしながら、例えばＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は研削加工に用いる砥石の目詰りを防止する効果を有するため、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が少量であると砥石の目詰まりが発生し研削加工速度が低下する。研削加工速度を大きくするためには、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を多く分散させる必要がある。Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の存在量は、めっき表面における欠陥発生の防止と研削加工速度低下の防止が両立可能なように調整される。
【００２３】
２．アルミニウム合金基板
２−１．各元素の含有量と効果
Ｍｇ：２．０〜１０．０ｍａｓｓ％
Ｍｇは、主としてアルミニウム合金基板の強度を向上させる効果を有する。また、Ｍｇは、ジンケート処理時のジンケート皮膜を均一に、薄く、かつ、緻密に付着させる作用を奏するので、無電解Ｎｉ−Ｐめっき工程においてめっき表面の欠陥の発生を抑制しＮｉ−Ｐめっき表面の平滑性を向上させる。Ｍｇ含有量は、２．０〜１０．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）と規定する。Ｍｇ含有量が２．０％未満では強度が不十分であり、１０．０％を超えると粗大なＭｇ−Ｓｉ系化合物が生成し、これが切削や研削の加工時に脱落することでめっき表面の欠陥の原因となる。その結果、めっき表面の平滑性が低下する。好ましいＭｇ含有量は、強度と製造の容易さの兼合いから４．０〜６．０％である。
【００２４】
Ｃｕ：０．００３〜０．１５０％
Ｃｕ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、緻密に付着させる効果を有する。その結果、無電解Ｎｉ−Ｐめっき工程においてめっき表面の欠陥の発生を抑制しＮｉ−Ｐめっき表面の平滑性が向上する。Ｃｕ含有量は、０．００３〜０．１５０％と規定する。Ｃｕ含有量が０．００３％未満では上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が０．１５０％を超えると粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成して、これが切削や研削の加工時に脱落することでめっき表面の欠陥発生の原因となり、更に、材料自体の耐食性を低下させるため、アルミニウム合金基板の溶解が不均一となる。好ましいＣｕ含有量は、０．０１０〜０．１００％である。
【００２５】
Ｚｎ：０．０５〜０．６０％
ＺｎはＣｕと同様に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、緻密に付着させる効果を有する。その結果、無電解Ｎｉ−Ｐめっき工程においてめっき表面の欠陥の発生を抑制しＮｉ−Ｐめっき表面の平滑性が向上する。Ｚｎ含有量は、０．０５〜０．６０％と規定する。Ｚｎ含有量が、０．０５％未満では上記効果が十分に得られない。一方、Ｚｎ含有量が０．６０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が生成し、ジンケート処理時の反応が不均一になることでめっき表面の欠陥発生の原因となり、更に、材料自体の耐食性を低下させるため、アルミニウム合金基板の溶解が不均一となる。好ましいＺｎ含有量は、０．１０〜０．３５％である。
【００２６】
Ｍｎ：０．０３〜１．００％
Ｍｎは、アルミニウム合金基板中に析出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ系金属間化合物を、それぞれＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物として析出させる。これら金属間化合物とマトリクスとの電位差が小さく局部電池反応が抑制されるので、アルミニウム合金基板の溶解を抑制することができる。Ｍｎ含有量は、０．０３〜１．００％と規定する。Ｍｎ含有量が０．０３％未満では、上記効果が十分に得られない。Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物、又は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が生成してしまい、これらの金属間化合物が脱落し、めっき表面における欠陥発生の原因となる大きな孔の発生を引き起こす。好ましいＭｎ含有量は、０．１０〜０．８０％である。更に、Ｍｎ含有量が、後述するＦｅ及びＳｉの含有量との関係式を満たすことで、上記効果が一層高められる。
【００２７】
Ｂｅ：０．００００１〜０．００２００％
Ｂｅは鋳造時に、Ｍｇの溶湯酸化を抑制する効果を有する。しかしながら、ＢｅはＡｌよりも電位が卑な金属であるため、アルミニウム合金基板表面にＢｅ濃縮相が形成されると、Ｂｅ濃縮相とマトリクスとで局部電池が形成される。その結果、Ｂｅ濃縮相が溶解することでＮｉ−Ｐの置換反応が不均一となり、局部的なガス発生が連続的に発生することによりめっき表面の欠陥が発生すると考えられる。Ｂｅ含有量は、０．００００１〜０．００２００％と規定する。Ｂｅ含有量が０．００００１％未満では、鋳造時にＭｇの溶湯酸化を抑制する効果が十分得られず鋳造が困難となる。一方、Ｂｅ含有量が０．００２００％を超えると、Ｂｅ濃縮相が多量に形成され、めっき表面の欠陥が発生する原因となる。好ましいＢｅ含有量は０．００００３〜０．００１００％である。
【００２８】
Ｆｅ：０．５０％以下
Ｆｅはアルミニウム中には殆ど固溶せず、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物としてアルミニウム地金中に存在する。このアルミニウム中に存在するＦｅは本発明の必須元素であるＡｌと結合し、めっき表面における欠陥発生の原因となるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生成するため、アルミニウム合金中にＦｅが含有されることは好ましくない。しかしながら、アルミニウム合金基板の研削工程において、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は砥石の目詰りを抑制するドレッシング効果を有する。従って、研削加工速度を向上させるためにはＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物をアルミニウム合金基板に多く分散させておくことが必要となる。Ｍｎが添加されるとマトリクスとの電位差が小さいＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として析出するため、局部電池反応が抑制されアルミニウム合金基板の溶解を抑制することができる。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として多く析出させれば、アルミニウム合金基板の溶解を抑制しながらもドレッシング効果が発揮されるため、研削加工速度を向上させることができる。Ｆｅ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物又はＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が生成してしまい、これらの金属間化合物が脱落することで、めっき表面における欠陥発生の原因となる大きな孔の発生を引き起こす。従って、Ｆｅ含有量を０．５０％以下に規制する。Ｆｅ含有量が少ない程めっき表面における欠陥発生は抑制されるが、研削加工速度が低下するため生産性が低下する。研削加工速度を向上させるためには０．０１％以上含有されているのが好ましい。めっき表面における欠陥発生を抑制しつつ研削加工速度を向上させるには、Ｆｅ含有量を０．０１〜０．２０％とするのが好ましい。
【００２９】
Ｓｉ：０．５０％以下
ＳｉはＡｌと結合し、めっき表面における欠陥発生の原因となるＡｌ−Ｓｉ系金属間化合物を生成するため、アルミニウム合金中にＳｉが含有されることは好ましくない。しかしながら、Ｍｎが添加されるとマトリクスとの電位差が小さいＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物として析出するため、局部電池反応が抑制されアルミニウム合金基板の溶解を抑制することができる。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物又はＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が生成してしまい、これらの金属間化合物が脱落し、めっき表面における欠陥発生の原因となる大きな孔の発生を引き起こす。従って、Ｓｉ含有量を０．５０％以下に規制する。Ｓｉ含有量は、０．２０％未満に規制するのが好ましく、０．０３％以下に規制するのが最も好ましい。
【００３０】
Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは鋳造時に微細な金属間化合物を生成するが、一部はマトリックスに固溶して強度向上に寄与する。また、切削性と研削性を高め、更に再結晶組織を微細にして、めっき層の密着性を向上させる効果を有する。Ｃｒ含有量は、０．３０％以下に規制する。Ｃｒ含有量が０．３００％を超えると、鋳造時において過剰分が晶出すると同時に粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成する。そして、晶出した過剰分がジンケート処理時における反応の不均一性を招き、また、粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が切削や研削の加工時に脱落し、その結果、めっき表面における欠陥発生の原因となる。また、Ｃｒ含有量が多くなると、原料から混入するＣｒ酸化物の影響が無視できなくなる。Ｃｒ酸化物が材料中に多量に存在すると、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削の加工時において、Ｃｒ酸化物が脱落して大きな孔が発生し、めっき表面における欠陥発生の原因となる。好ましいＣｒ含有量は、０．２０％以下である。
【００３１】
Ｃｌ：０．００５％以下
Ｃｌの含有量が多いと本発明の必須元素であるＭｇと結合し、一部はＭｇ−Ｃｌ系化合物として存在する。よって、Ｍｇ原料からＭｇ−Ｃｌ系化合物としてアルミニウム合金基板に持ち込まれる。Ｍｇ−Ｃｌ系化合物を含むＣｌ系化合物は溶解性が極めて高いため、水溶液環境に触れるとすぐに溶解する。溶解に伴いＣｌ−が放出されると、局部的にＣｌ−濃度が大きくなりアルミニウム合金基板表面に孔食が発生しアルミニウム合金基板は溶解する。孔食が一度発生すると、孔食反応が起こり続ける。そのため、無電解Ｎｉ−Ｐめっきの初期においてアルミニウム合金基板表面に孔食が発生すると、アルミニウム合金基板の溶解によりＮｉ−Ｐの置換反応が不均一となり、局部的なガス発生が連続的に生起する。その結果、めっき表面の欠陥が発生する。Ｃｌ含有量が少ないと上記のようなめっき表面の欠陥は発生しないが、Ｃｌ含有量が多いと、めっき表面の欠陥が多発すると考えられる。アルミニウム合金基板におけるＣｌ含有量は、０．００５％以下に規制する。Ｃｌ含有量が０．００５％を超えると、Ｍｇ−Ｃｌ系化合物が形成されるため、めっき処理時においてめっき表面の欠陥が発生しめっき表面の平滑性が低下する。Ｃｌ含有量は、０．００２％以下に規制するのが好ましい。なお、アルミニウム合金中のＣｌ含有量は、グロー放電質量分析法（ＧＤＭＳ）にとって測定される。ＧＤＭＳ測定は、測定装置としてＶＧ・ＥＬＥＭＥＮＴＡＬ社のＶＧ９０００型を使用し、放電電圧１．０ｋＶ、放電電流２ｍＡ、加速電圧８．３ｋＶの条件でアルゴンスパッタによって行なった。
【００３２】
その他の元素：
また、本発明に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物（例えばＶ等）は、各々が０．０３％以下で、かつ、合計で０．１５％以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
【００３３】
２−２．最長径１０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度が１．００個／ｃｍ２以下
本発明では、最長径１０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度を１個／ｃｍ２以下とする。ここで、本発明で規定するＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物とは、ＥＰＭＡのＷＤＳ分析によりＡｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉを含有することが確認できる介在物をいう。また、ＥＰＭＡのＷＤＳ分析により得られるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の平面画像において、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、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、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最長径と定義する。
【００３４】
アルミニウム合金基板中において、最長径１０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度を１個／ｃｍ２以下とすることにより、めっき表面の欠陥の発生を更に抑制することができる。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は硬いため、研削加工時に十分に研削されずアルミニウム合金基板表面に凸部として残存する。また、研削加工時において、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を起点に広範囲に研削傷が発生す。従って、前記の凸部や研削傷によって、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の分散状態を目視で確認することができる。アルミニウム合金基板表面の凸部によって、めっき表面にも凸部が発生する。また、アルミニウム合金基板表面の研削傷によって、めっき表面にも欠陥が発生する。なお、最長径１０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度は、好ましくは０．５０個／ｃｍ２以下、最も好ましくは０個／ｃｍ２である。
【００３５】
ここで、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の最長径を１０μｍ以上に限定した理由は、１０μｍ未満のものは、研削加工時に十分に研削されずアルミニウム合金表面に凸部として残存しても、めっき表面に影響を及ぼさないためである。また、この最長径の上限は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金の組成と製造条件から、２５μｍを超えるものは観察されない。
【００３６】
２−３．０．２５≦Ｍｎ含有量（％）／｛Ｓｉ含有量（％）＋Ｆｅ含有量（％）｝≦１．００
前述の通り、Ｍｎは、アルミニウム合金基板中に析出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ系金属間化合物をそれぞれ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物として析出させることでアルミニウム合金基板の溶解を抑制する。しかしながら、前記抑制効果を得るためには、ＳｉとＦｅに対しＭｎを過不足なく添加することが必要である。Ｍｎ含有量（％）／｛Ｓｉ含有量（％）＋Ｆｅ含有量（％）｝が０．２５未満の場合には、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｓｉ系金属間化合物が多く析出し、アルミニウム合金基板の溶解が進行することでめっき表面における欠陥発生の原因となる。Ｍｎ含有量（％）／｛Ｓｉ含有量（％）＋Ｆｅ含有量（％）｝が１．００を超える場合には、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が析出し、これらの金属間化合物が脱落して、めっき表面における欠陥発生の原因となる大きな孔の発生を引き起こす。なお、上記式は、好ましくは０．３５≦Ｍｎ含有量（％）／｛Ｓｉ含有量（％）＋Ｆｅ含有量（％）｝≦０．８０である。
【００３７】
２−４．その他の化合物
また、本発明に係るアルミニウム合金基板には、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ−Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の他に、Ｃｒ酸化物が含有される場合がある。Ｃｒ酸化物については上述の通り、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削の加工時において、Ｃｒ酸化物が脱落して大きな孔が発生し、めっき表面における欠陥発生の原因となる。本発明では、Ｃｒ酸化物について特に規定はするものではないが、最長径１０μｍ以上のＣｒ酸化物の存在密度を１個／１０ｃｍ２未満とするのが好ましく、０個／１０ｃｍ２とするのがより好ましい。
【００３８】
ここで、Ｃｒ酸化物とは、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）のＷＤＳ分析によりＣｒ、Ｏを含有することが確認できる介在物をいう。また、ＥＰＭＡのＷＤＳ分析により得られるＣｒ酸化物の平面画像において、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、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、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最長径と定義する。
【００３９】
アルミニウム合金基板中において、最長径１０μｍ以上のＣｒ酸化物の存在密度を１個／１０ｃｍ２未満にすることにより、研削加工時やめっき前処理時において基板表面に大きな孔や研削傷の発生が少なくなり、めっき表面における欠陥発生を防止して平滑なめっき表面を得ることができる。Ｃｒ酸化物がアルミニウム合金基板表面に存在すると、研削加工時にこの介在物を起点に広範囲に研削傷が発生するため、このＣｒ酸化物の分散状態を目視で確認することができる。
【００４０】
なお、Ｃｒ酸化物の最長径を１０μｍ以上に限定した理由は、１０μｍ未満のものは、
アルミニウム合金基板表面から脱落しても、めっき表面に影響を及ぼさないためである。また、この最長径の上限は特に限定されるものではないが、アルミニウム合金の組成と製造条件から２０μｍを超えるものは観察されない。
【００４１】
３．磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
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製造方法について説明する。
【００４２】
３−１．溶湯調整工程
まず、所定の合金組成範囲となるようにアルミニウム合金溶湯を調整する。アルミニウム合金溶湯の調整において、Ｃｌ含有量が０．０５％以下のＭｇ原料を使用する。ここで、Ｍｇ原料とはＭｇ地金を指す。アルミニウム合金中のＭｇ成分量に応じて鋳造時にＭｇ原料を添加する。Ｍｇ原料中のＣｌ含有量が０．０５％より多い場合は、Ｍｇを１０％含有するアルミニウム合金を製造した場合に、アルミニウム合金基板中のＣｌ含有量が０．００５％を超えてしまうため、上述のようにめっきピットの発生原因となる。Ｍｇ原料中のＣｌ含有量の下限は特に規定するものではないが、少なければ少ない程好ましい。
【００４３】
更に、Ｃｒ酸化物量が０．５０％以下のＣｒ原料を使用することで、材料中のＣｒ酸化物量を低減することができる。ここで、Ｃｒ原料とは、Ｃｒ地金を指す。Ｃｒ原料におけるＣｒ酸化物量が０．５０％を超えると、粗大なＣｒ酸化物が材料中に多量に存在することになる。そして、このような粗大なＣｒ酸化物が材料中に多量に存在すると、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削の加工時において、Ｃｒ酸化物が脱落して大きな孔が発生し、めっき表面における欠陥発生の原因となる。Ｃｒ原料中におけるＣｒ酸化物量は、好ましくは０．１０％以下である。Ｃｒは一般的にＣｒ酸化物をＡｌ等で熱還元することで得られるが、還元率は１００％とはならないため、未還元のＣｒ酸化物がＣｒ原料中に含まれることになる。Ｃｒ原料からＣｒ酸化物を０．０００１％未満に取り除くことは製造コスト高を招くため、Ｃｒ原料中のＣｒ酸化物量の下限は０．０００１％程度とする。
【００４４】
３−２．鋳造工程
前記溶湯調整工程で調整されたアルミニウム合金溶湯を、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法などの常法に従って鋳造する。鋳造時の冷却速度を０．１℃／秒以上とするのが好ましい。冷却速度が０．１℃／秒未満の場合は、粗大な金属間化合物が生成するため、切削や研削の加工時において、これらの金属間化合物が連続して脱落し大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。なお、上記冷却速度の上限値は特に限定されるものではなく鋳造装置の能力によって自ずと決まるが、本発明では０．５℃／秒とする。
【００４５】
３−３．均質化処理工程
鋳造して得られた鋳塊に、均質化処理を施す。均質化処理は２つの加熱段階を含む。第１加熱段階では、４００℃以上４５０℃以下の温度で１〜３０時間、好ましくは４１０℃以上４４０℃以下の温度で３〜２０時間鋳塊を加熱処理する。この第１段階の均質化処理により、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の核生成を促す。加熱処理温度が４００℃未満の場合又は加熱処理時間が１時間未満の場合には、核生成が十分起こらない。その結果、後の第２加熱段階において、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が生成してしまう。加熱処理温度が４５０℃を超える場合には、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が生成してしまう。加熱処理時間が３０時間を超えて加熱処理を行っても、効果が飽和するため経済性に欠けることになる。
【００４６】
第１加熱段階の後に、鋳塊は第２加熱段階にかけられる。第２加熱段階では、４５０℃を超え５６０℃以下の温度で１〜２０時間、好ましくは４６０以上５５０℃以下の温度で３〜１５時間鋳塊を加熱処理する。この第２段階の均質化処理により、Ｍｇ２Ｓｉを固溶させることでめっき表面における欠陥発生の原因となる大きな孔の発生を抑制する。第２加熱段階の均質化処理では、第１加熱段階の均質化処理で生成したＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が成長するが、第１加熱段階の均質化処理で核生成が十分に生起している場合には粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が形成されない。加熱処理温度が４５０℃以下の場合又は加熱処理時間が１時間未満の場合には、Ｍｇ２Ｓｉが十分に固溶しない。加熱処理温度が５６０℃を超える場合には、鋳塊が溶解してしまう虞がある。加熱処理時間が２０時間を超えて加熱処理を行っても、効果が飽和するため経済性に欠けることになる。
【００４７】
３−４．熱間圧延工程
均質化処理工程後に、鋳塊を熱間圧延する。熱間圧延の条件は限定されるものではないが、例えば、熱間圧延開始温度を好ましくは３５０〜５００℃とし、熱間圧延終了温度を好ましくは２６０〜３８０℃とする。
【００４８】
３−５．冷間圧延工程
熱間圧延終了後の熱間圧延板は、冷間圧延によって所要の製品板厚に仕上げられる。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、例えば圧延率を好ましくは２０〜９０％とする。更に、冷間圧延の前又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、好ましくは２８０〜４５０℃の温度で、好ましくは０〜１０時間の焼鈍処理を施してもよい。ここで、焼鈍時間が０時間とは、焼鈍温度に達して直ちに焼鈍を終了することを意味する。以上のようにして、磁気ディスク用アルミニウム合金基板を作製する。
【００４９】
４．磁気ディスクの製造方法
以上のようにして製造した磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いて、磁気ディスクを製造する。まず、アルミニウム合金基板を円環状に打ち抜き円環状磁気ディスク用アルミニウム合金基板を調製する。次いで、この円環状磁気ディスク用アルミニウム合金基板に３００〜４５０℃、３０分以上の加圧焼鈍を行なって、平坦化したディスクブランクを調製する。
【００５０】
このようにして平坦化したディスクブランクに、切削加工、研削加工、ならびに、好ましくは、３００〜４００℃の温度で５〜１５分の歪取り加熱処理からなる加工処理をこの順序で施して磁気ディスク用基板とする。次いで、この磁気ディスク用基板に、めっき前処理として、脱脂処理、エッチング処理及びジンケート処理をこの順序で行なう。
【００５１】
脱脂処理は市販のＡＤ−６８Ｆ（上村工業製）脱脂液等を用い、温度４０〜７０℃、処理時間３〜１０分、濃度２００〜８００ｍＬ／Ｌの条件で脱脂を行うことが好ましい。エッチング処理は、市販のＡＤ−１０７Ｆ（上村工業製）エッチング液等を用い、温度５０〜７５℃、処理時間０．５〜５分、濃度２０〜１００ｍＬ／Ｌの条件でエッチングを行うことが好ましい。なお、エッチング処理と後述のジンケート処理の間に、通常のデスマット処理を行なっても良い。ジンケート処理は市販のＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ（上村工業製）のジンケート処理液等を用い、温度１０〜３５℃、処理時間０．１〜５分、濃度１００〜５００ｍＬ／Ｌの条件で行うことが好ましい。
【００５２】
ジンケート処理した磁気ディスク用基板表面に、下地めっき処理として無電解でのＮｉ−Ｐめっき処理が施される。無電解でのＮｉ−Ｐめっき処理は、市販のニムデンＨＤＸ（上村工業製）めっき液等を用い、温度８０〜９５℃、処理時間３０〜１８０分、Ｎｉ濃度３〜１０ｇ／Ｌの条件でめっき処理を行うことが好ましい。以上のめっき前処理と無電解でのＮｉ−Ｐめっき処理によって、本発明の下地処理した磁気ディスク用アルミニウム合金基板が得られる。最後に、下地めっき処理とした表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。
【実施例】
【００５３】
以下に、本発明を実施例に基づいて更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。
【００５４】
まず、表１〜３に示す成分組成の各アルミニウム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。次に、アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により鋳造し鋳塊を作製した。上記鋳塊の両面１５ｍｍを面削し、表１〜３に示す条件で均質化処理を施した。なお、表中の均質化処理工程において、第１加熱段階では、鋳塊が４００℃以上４５０℃以下の一定又は変動する温度にある時間を保持時間とし、第２加熱段階では、鋳塊が４５０℃を超え５６０℃以下の一定又は変動する温度にある時間を保持時間とした。次に、熱間圧延開始温度４６０℃、熱間圧延終了温度３４０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした。熱間圧延板は中間焼鈍を行なわずに冷間圧延（圧延率６６．６％）により板厚１．０ｍｍまで圧延して最終圧延板とした。一方、これに代えて、本発明例３２においては、冷間圧延（圧延率３３．３％）を施した後、バッチ式焼鈍炉を用いて、３００℃で２時間の条件で中間焼鈍を行なった。次いで、第２の冷間圧延（圧延率５０．０％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延した。このようにして得たアルミニウム合金板を外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、円環状アルミニウム合金板を作製した。
【００５５】
【表１】
2018081732.tif 000002
【００５６】
【表２】
2018081732.tif 000003
【００５７】
【表３】
2018081732.tif 000004
【００５８】
上記のようにして得た円環状アルミニウム合金板に、１．５ＭＰａの圧力下において４００℃で３時間の加圧平坦化焼鈍を施しディスクブランクとした。更に、このディスクブランクの端面に切削加工を施して外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとした。更に、表面を１０μｍ研削する研削加工を行った。次に、３５０℃で、１０分の歪取り加熱処理を行なった。
【００５９】
その後、歪取り加熱処理を行なったアルミニウム合金板に、めっき前処理を施した。まず、ＡＤ−６８Ｆ（上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ−１０７Ｆ（上村工業製）により６５℃で３分のエッチングを行い、更に、室温の３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で５０秒間デスマットを行なった。次いで２５℃ジンケート処理液（ＡＤ−３０１Ｆ、上村工業製）によって５０秒間ジンケート処理を行った。ジンケート処理後に、３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で６０秒間ジンケート層の剥離を行い、２５℃ジンケート処理液（ＡＤ−３０１Ｆ、上村工業製）によって６０秒間ジンケート処理を再度行った。
【００６０】
２度目のジンケート処理を施したアルミニウム合金基板表面に、９０℃の無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理液（ニムデンＨＤＸ、上村工業製）を用いてＮｉ−Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきを１２０分間施し、次いで、羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ）を行った。
【００６１】
評価１：Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度
研削加工後のアルミニウム合金板表面をＥＰＭＡの観察像とＷＤＳ分析（波長分散型Ｘ線分析）により、１０μｍ以上の最長径を有するＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を同定しつつ、ディスク１枚（６５９７ｍｍ２）当たりの個数を測定して存在密度（個／ｃｍ２）に換算した。Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が基板表面に存在すると研削加工時にこの介在物を起点に広範囲に研削傷が発生するため、介在物の分散状態は目視で確認することができる。結果を表１〜３に示す。
【００６２】
評価２：研削加工速度の測定
ディスクブランクを９Ｂ研削加工機に設置し、ステップ１（圧力１００ＭＰａ、下盤回転数２ｒｐｍ、サンギア回転数５ｒｐｍ、研削液流量３Ｌ／ｍｉｎ、時間１０ｓ）、ステップ２（圧力２００ＭＰａ、下盤回転数３０ｒｐｍ、サンギア回転数１０ｒｐｍ、研削液流量３Ｌ／ｍｉｎ、時間２０ｓ）の２工程で、研削加工を行った。研削加工前後のディスクブランクの板厚差より研削加工速度（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。ここで、１８（μｍ／ｍｉｎ）以上を合格、それ未満を不合格とした。結果を表１〜３に示す。
【００６３】
評価３：めっき表面の欠陥数の測定
仕上げ研磨後のアルミニウム合金基板を５０℃の５０ｖｏｌ％硝酸に３分間浸漬して、Ｎｉ−Ｐめっき表面をエッチングした。エッチング後のアルミニウム合金基板表面を、ＳＥＭを用いて５０００倍の倍率で５視野撮影した。なお、１視野の面積は５３６μｍ２とした。５視野撮影した写真からクレーター状欠陥とピットの個数を測定し、５視野の算術平均値を求めた。この算術平均値が、５個未満／視野を◎、５個以上１０個未満／視野を○、１０個以上／視野を×とした。結果をめっき表面評価として、表１〜３に示す。なお、◎と○を合格とし、×を不合格とした。
【００６４】
評価結果
本発明例１〜３２は、合金組成及び製造条件が本発明範囲内であるので、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉの存在密度、ならびに、めっき表面評価結果が合格となった。
【００６５】
比較例１では、Ｍｇの含有量が少ないため、ジンケート皮膜が不均一であり、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。また、強度が不足しており製品としての使用に耐えなかった。
【００６６】
比較例２では、Ｍｇの含有量が多いため熱延時に割れが発生しサンプル採取が不可能であった。
【００６７】
比較例３では、Ｃｕの含有量が少ないため、ジンケート皮膜が不均一であり、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００６８】
比較例４では、Ｃｕの含有量が多いため、粗大な金属間化合物の脱落による孔及び材料自体の耐食性が低下したことによりアルミニウム合金基板の溶解が不均一となったため、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００６９】
比較例５では、Ｚｎの含有量が少ないため、ジンケート皮膜が不均一であり、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７０】
比較例６では、粗大な金属間化合物の脱落による孔及び材料自体の耐食性を低下したことによりアルミニウム合金基板の溶解が不均一となったため、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７１】
比較例７では、Ｂｅが含有されていないため、鋳塊の表面の酸化が激しく、サンプル採取が不可能であった。
【００７２】
比較例８では、Ｂｅの含有量が多いため、Ｂｅ濃縮相が多く形成され、Ｂｅ濃縮相とマトリクスとの電池反応により、Ｎｉ−Ｐ反応中の局部的なガス発生が連続的に発生しめっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７３】
比較例９では、Ｍｎの含有量が多いため、粗大な金属間化合物が生成・脱落し、めっき表面の欠陥が発生して、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７４】
比較例１０では、Ｃｒの含有量が多いため、Ｃｒ酸化物の影響が無視できなくなり、Ｃｒ酸化物が脱落して大きな孔が発生し、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７５】
比較例１１では、Ｓｉの含有量が多いため、粗大な金属間化合物が生成・脱落し、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。また、研削速度が遅く生産性の低下も招いた。
【００７６】
比較例１２では、Ｆｅの含有量が多いため、粗大な金属間化合物が生成・脱落し、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７７】
比較例１３では、添加したＭｇ原料中のＣｌの含有量が０．０８％と多かったため、アルミニウム合金中のＣｌ含有量も０．０１０％と多くなった。その結果、大量のＭｇ−Ｃｌ系化合物がアルミニウム合金中に混入し、局部的にＣｌ−濃度が大きくなりアルミニウム合金基板表面に孔食が発生した。その結果、Ｎｉ−Ｐ反応中の局部的なガス発生が連続的に発生し、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００７８】
比較例１４〜２０では、Ｍｎ含有量（％）／｛Ｓｉ含有量（％）＋Ｆｅ含有量（％）｝の関係を満足しなかったため、めっき表面の欠陥数が多くなり、及び／又は、研削速度が遅く生産性の低下も招き、不合格であった。
【００７９】
比較例２１では、めっき表面の欠陥数は少なく合格であったが、ＳｉとＦｅの含有量が少ないために高純度地金の割合が増加し、工業的に生産するにはコスト高を招いた。また、研削速度が遅く生産性の低下も招いた。
【００８０】
比較例２２では、Ｃｒ原料中のＣｒ酸化物量が多かったため、Ｃｒ酸化物が脱落して大きな孔が発生し、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００８１】
比較例２３では、第１段階目の均質化処理の条件が本発明外であるため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度が多くなり、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００８２】
比較例２４では、第１段階目の均質化処理の時間が長く工業的な生産には不適である。
【００８３】
比較例２５では、第２段階目の均質化処理の条件が本発明外であるため、Ｍｇ２Ｓｉが十分に固溶せず、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００８４】
比較例２６では、第２段階目の均質化処理の時間が長く工業的な生産には不適である。
【００８５】
比較例２７では、３００〜３９０℃の温度で１５時間保持した後に第１段階目の均質化処理を行ったが、第１段階目の均質化処理の時間が短かったためにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の存在密度が多くなり、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００８６】
比較例２８では、第２段階目の均質化処理の温度が高かったために鋳塊の一部が溶解し、サンプル採取が不可能であった。
【００８７】
比較例２９では、３００〜３９０℃の温度で１５時間保持した後に第１段階目の均質化処理及び第２段階目の均質化処理を行ったが、第２段階目の均質化処理の時間が短いため、Ｍｇ２Ｓｉが十分に固溶せず、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【００８８】
比較例３０では、第２段階目の均質化処理の温度が低かったため、Ｍｇ２Ｓｉが十分に固溶せず、めっき表面の欠陥数が多く不合格であった。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
本発明に係る磁気ディスク用基板および磁気ディスク用アルミニウム合金基板は、優れためっき性と研削性を有している。これにより、磁気ディスク１枚あたりの記憶容量を増加させる且つ生産性の向上が可能となる。