(57)【要約】【課題】微小なめっき欠陥が発生し難い磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板を提供する。【解決手段】磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、Ｍｇ：３〜６質量％、Ｆｅ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．０３０質量％以下、Ｃｒ：０．０１０〜０．２００質量％、Ｔｉ：０．０１００質量％以下、Ｖ：０．０１００質量％以下、Ｚｒ：０．０１０００質量％以下含有し、Ｂ：０．０００２０質量％以下であるか、又は、０．０００２０質量％を超え０．００３００質量％以下かつＢ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５を満たし、Ｃｕ：０．１００質量％以下及びＺｎ：０．４００質量％以下のうちの少なくとも一方を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合が２．０％以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：３〜６質量％、
Ｆｅ：０．０３０質量％以下、
Ｓｉ：０．０３０質量％以下、
Ｃｒ：０．０１０〜０．２００質量％、
Ｔｉ：０．０１００質量％以下、
Ｖ：０．０１００質量％以下、
Ｚｒ：０．０１０００質量％以下含有し、
Ｂ：０．０００２０質量％以下であるか、又は、０．０００２０質量％を超え０．００３００質量％以下かつＢ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５を満たし、
Ｃｕ：０．１００質量％以下及びＺｎ：０．４００質量％以下のうちの少なくとも一方を含み、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合が２．０％以下
であることを特徴とする磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板。
【請求項２】
請求項１に記載の磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板からなる磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク。
【請求項３】
請求項２に記載の磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランクからなる磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレート。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク及び磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレートに関する。
【背景技術】
【０００２】
コンピュータ等の記録媒体として使用される磁気ディスクは、非磁性の基板に磁性膜を形成されてなる。一般的に、当該基板には、軽量且つ高い剛性を有し、平滑な表面であることが要求されるため、ＪＩＳ  Ｈ  ４０００：２０１４に規定の５０８６合金（Ａｌ−Ｍｇ系合金）が用いられている。
【０００３】
この基板は、前記合金を用いて板材として製造された後、例えば、所定の円盤状に打ち抜いてブランクを製造し、当該ブランクの表面を研削加工（鏡面加工）してサブストレートを製造し、脱脂処理、酸エッチング処理、デスマット処理、１ｓｔジンケート処理、硝酸剥離処理、２ｎｄジンケート処理、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理が順に行われる。そして、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜の上に磁性膜等が形成され、磁気ディスクが製造される。なお、ブランクの表面を研削加工（鏡面加工）したサブストレートは、「グラインドサブストレート」と呼称されることもある。また、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理を行って無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成し、さらにその表面を研磨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。
【０００４】
磁気ディスクに用いられるアルミニウム（Ａｌ）合金基板が、例えば、特許文献１に記載されている。
具体的に、特許文献１には、Ｍｇを３〜６質量％含有し、不純物としてＦｅが０．０３５質量％未満、Ｓｉが０．０３５質量％未満で且つＴｉ＋ＶとＢが所定の範囲内であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物であることを特徴とする鏡面加工用Ａｌ−Ｍｇ合金が記載されている。
【０００５】
特許文献１によれば、特許文献１に記載されている発明は、ＡｌＢ2、ＴｉＢ2、ＴｉＶＢ2、ＶＢ2のようなＢ系化合物（ホウ素化合物）を除去することにより、鏡面仕上げ後のスクラッチ、ピット、突起などの欠陥を発生し難くすることができるとされている。
【０００６】
また、特許文献２には、Ｍｇ：３．０〜８．０質量％、Ｃｕ：０．００５〜０．１５０質量％、Ｚｎ：０．０５〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．０１０〜０．３００質量％、Ｆｅ：０．００１〜０．０３０質量％、Ｓｉ：０．００１〜０．０３０質量％含有し、更に（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）：０．００１０〜０．０１００質量％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０質量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる磁気ディスク基板用アルミニウム合金板が記載されている。この磁気ディスク基板用アルミニウム合金板は、５μｍを超える最長径を有するＴｉ−Ｖ−Ｂ−Ｚｒ系介在物の存在密度が０個／６０００ｍｍ2であり、３〜５μｍの最長径を有するＴｉ−Ｖ−Ｂ−Ｚｒ系介在物の存在密度が１個／６０００ｍｍ2以下であることを特徴としている。
なお、特許文献２には、鋳造前の保持炉での溶湯温度と保持時間、ならびに鋳造開始時の溶湯温度を制御することで磁気ディスク基板用アルミニウム合金板を製造する旨記載されている。
【０００７】
特許文献２によれば、特許文献２に記載されている発明は、上記の制御を実施することで、３μｍ以上のＴｉ−Ｖ−Ｂ−Ｚｒ系介在物の存在密度を低減し、研削面を平滑化することができるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平０６−０２５７８５号公報
【特許文献２】特許第５７６２６１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、近年、磁気ディスクの高記録密度化がさらに進んでおり、その研究成果の一つとして、溶解鋳造工程で生成する粗大なＡｌ−Ｆｅ化合物が微小なめっき欠陥を引き起こすことが明らかになっている。
【００１０】
特許文献１に記載されている発明は、Ｂ含有化合物を除去することによって、鏡面仕上げ後のスクラッチ、ピット、突起などの欠陥を発生し難くしているが、従来は許容されていた微小なめっき欠陥に十分に対処できないという問題があった
【００１１】
また、特許文献２に記載されている発明においても、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物を微細にすることができず、微小なめっき欠陥に十分に対処できないという問題があった。
【００１２】
本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、微小なめっき欠陥が発生し難い磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク及び磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレートを提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、鋭意研究開発した結果、以下の構成とすることにより前記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１４】
前記課題を解決した本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、Ｍｇ：３〜６質量％、Ｆｅ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．０３０質量％以下、Ｃｒ：０．０１０〜０．２００質量％、Ｔｉ：０．０１００質量％以下、Ｖ：０．０１００質量％以下、Ｚｒ：０．０１０００質量％以下含有し、Ｂ：０．０００２０質量％以下であるか、又は、０．０００２０質量％を超え０．００３００質量％以下かつＢ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５を満たし、Ｃｕ：０．１００質量％以下及びＺｎ：０．４００質量％以下のうちの少なくとも一方を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合が２．０％以下であることとした。
【００１５】
このように、本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合を２．０％以下としている。そのため、例えば、めっき前処理の酸エッチング処理で溶け残ったり、研削や研磨によって表面のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物が脱落して窪みが形成されたり、ノジュールが発生したりするのを抑制できる。そのため、本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、微小なめっき欠陥を発生し難くすることができる。また、本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、磁気ディスク板として要求される基本特性を満たした上で、３μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の生成を抑制するための化学組成と、めっき欠陥を発生させない個数割合と、を規定した。そのため、本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板はこれによっても微小なめっき欠陥を発生し難くすることができる。
【００１６】
本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランクは、前記した磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板からなるのが好ましく、本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレートは、前記した磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランクからなるのが好ましい。
【００１７】
本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク及び磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレートはこのような構成としているので、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板と同様、微小なめっき欠陥を発生し難くすることができる。
【発明の効果】
【００１８】
本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク及び磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレートは、化学組成と組織を特定しているので、微小なめっき欠陥が発生し難い。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量（質量％）とＢ量（質量％）との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明に係る磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク及び磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレート（以下、それぞれ単に「合金板」、「ブランク」、「サブストレート」と呼称することがある。）の実施形態について詳細に説明する。
【００２１】
［合金板］
本実施形態に係る合金板の化学組成は、Ｍｇ：３〜６質量％、Ｆｅ：０．０３０質量％以下、Ｓｉ：０．０３０質量％以下、Ｃｒ：０．０１０〜０．２００質量％、Ｔｉ：０．０１００質量％以下、Ｖ：０．０１００質量％以下、Ｚｒ：０．０１０００質量％以下含有し、Ｂ：０．０００２０質量％以下であるか、又は、０．０００２０質量％を超え０．００３００質量％以下かつＢ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５を満たし、Ｃｕ：０．１００質量％以下及びＺｎ：０．４００質量％以下のうちの少なくとも一方を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。
そして、この合金板は、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合が２．０％以下という組織としている。なお、絶対最大長とは、例えば、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）のＣＯＭＰＯ像などで観察した際に認識される該当粒子上で、最も離れた２点間の長さをいう。
以下、合金板の化学組成と組織について説明する。
【００２２】
〔化学組成〕
（Ｍｇ）
Ｍｇは、合金板、ブランク及びサブストレートとして必要な所定の機械的特性を備える役割を担っている。機械的特性としては、例えば、耐力が挙げられる。耐力は、例えば、９０ＭＰａ以上であるのが好ましい。耐力が９０ＭＰａ以上であると磁気ディスク用の合金板、ブランク及びサブストレートとして十分な強度を有することができる。Ｍｇ量が前記した数値範囲にあると、機械的特性に優れたものとなる。
Ｍｇ量が３質量％未満であると、合金板、ブランク及びサブストレートとしての機械的特性に劣ることがある。その一方で、Ｍｇ量が６質量％を超えると、高温での割れ感受性が高まり、熱間圧延中に割れが生じ易くなるため、圧延が困難になる。従って、Ｍｇ量は３〜６質量％とする。
なお、Ｍｇ量の下限は、機械的特性を向上させる観点から、３．１質量％とするのが好ましく、３．２質量％とするのがより好ましく、３．５質量％とするのがさらに好ましく、３．８質量％とするのがさらにより好ましい。また、Ｍｇ量の上限は、圧延性がより向上するため、５．８質量％とするのが好ましく、５．０質量％とするのがより好ましく、４．７質量％とするのがさらに好ましく、４．４質量％とするのがさらにより好ましい。
【００２３】
（Ｆｅ）
Ｆｅは、通常、地金不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、鋳造工程でＡｌ−Ｆｅ含有晶出物を晶出させる。
Ｆｅ量が０．０３０質量％以下であると、サブストレート製造時の表面性状及び品質に影響を及ぼさずに研削性を向上できる。また、Ｆｅ量が０．０３０質量％以下であると、強度向上や再結晶粒微細化に寄与したり、ジンケート処理の均質性を向上させたりできる。
Ｆｅ量が０．０３０質量％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物が大きくなり過ぎてしまう。つまり、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合が多くなってしまう。このように、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物が大きくなり過ぎると、めっき前処理の酸エッチング処理を行った場合にＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の一部が溶解されずに溶け残り、これが原因でノジュールなどのめっき欠陥が発生する。従って、Ｆｅ量は０．０３０質量％以下とする。
【００２４】
なお、Ｆｅ量を０．００５質量％以上とすると、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ため、Ｆｅ量の下限を規定する場合は、０．００５質量％とするのが好ましい。また、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。従って、コストの面からもＦｅ量の下限を規定する場合は０．００５質量％とするのが好ましい。
Ｆｅ量の下限を規定する場合は、強度向上、再結晶粒微細化及びジンケート処理の均質性のうちの少なくとも一つをより向上でき、また、コストの観点から０．０１０質量％とするのが好ましく、０．０１２質量％とするのがより好ましい。Ｆｅ量の上限は、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物をより微細なものとできるため、０．０２８質量％とするのが好ましく、０．０２５質量％とするのがより好ましく、０．０２３質量％とするのがさらに好ましい。
【００２５】
（Ｓｉ）
Ｓｉは、通常、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、合金板を鋳造する工程等において、合金板の表面にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。
Ｓｉ量が０．０３０質量％を超えると、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が大きくなり過ぎてしまう。Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が大きくなり過ぎると、ブランクに対して切削、研削等の鏡面加工を行った際にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がブランクの表面から脱落し、窪みが形成される。また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が大きくなり過ぎると、めっき前処置の酸エッチング処理によってＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が溶解して窪みが形成され、めっきピットが形成される。また、Ｓｉ量が０．０３０質量％を超えると、当該エッチング処理によってＭｇのみが溶解してＳｉが残る箇所も生じる。残ったＳｉ上にはめっき前処理のジンケート処理においてＺｎの置換反応が起こらないため、無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理でめっき膜が成長せず、Ｎｉ−Ｐめっき膜の密着性が不足することになる。従って、Ｓｉ量は０．０３０質量％以下とする。
【００２６】
Ｓｉ量の下限は特に規定しないが、前記したように地金不純物としてＡｌ合金中に混入するものであるから、下限を規定するとすれば、０質量％超ということになる（つまり、０質量％を含まない）。なお、Ｓｉ量は０質量％であるのが好ましいが、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。従って、Ｓｉ量の下限は０．００５質量％とするのが好ましく、コストの観点から０．００７質量％とするのがより好ましい。Ｓｉ量の上限は、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物をより微細なものとすることができるため、０．０２８質量％とするのが好ましく、０．０２２質量％とするのがより好ましい。
【００２７】
（Ｃｒ）
Ｃｒは、合金板、ブランク及びサブストレートにおいて耐力などの機械的特性を向上させる。機械的特性を向上させる効果は、Ｃｒ量を０．０１０質量％以上とすることにより得られる。Ｃｒ量が０．０１０質量％未満であると、機械的特性を向上させる効果を十分に得られないおそれがある。
その一方で、Ｃｒ量が０．２００質量％を超えると、粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成される。粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物は、切削、研削等の鏡面加工を行った際に表面から脱落して窪みを形成し、めっきピットが形成される。従って、Ｃｒ量は０．０１０〜０．２００質量％とする。
なお、Ｃｒ量の下限は、機械的特性を向上できるため、０．０１２質量％とするのが好ましく、０．０４０質量％とするのがより好ましく、０．０４９質量％とするのがさらに好ましい。また、Ｃｒ量の上限は、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物をより微細にできるため、０．１８０質量％とするのが好ましく、０．１５３質量％とするのがより好ましく、０．０８１質量％とするのがさらに好ましい。
【００２８】
（Ｂ）
Ｂは、溶湯中のＡｌと反応してＡｌ−Ｂ化合物を形成し、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物を粗大化させる。粗大化したＡｌ−Ｆｅ含有晶出物は前記の通りノジュールなどのめっき欠陥の原因となる。本発明においては、Ｂ化合物の生成を抑制するためにＢ量を０．０００２０質量％以下としている。なお、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物をより微細化するため、Ｂ量は、０．０００１８質量％以下とするのが好ましく、０．０００１０質量％以下とするのがより好ましい。
【００２９】
ここで、以下に示す通り、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒを添加することでそれぞれＴｉＢ2、ＶＢ2、ＺｒＢ2といったＢ系化合物を生成する。すなわち、Ｂ量が０．０００２０質量％を超える場合であっても、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒのうちの少なくとも１種を添加することによりＡｌ−Ｂ化合物の生成が抑制され、Ｂの影響を低減できる。従って、合金板に含まれるＴｉ量、Ｖ量及びＺｒ量との間で所定の条件を満たす場合、０．０００２０質量％を超えてＢを含有させることができる。
【００３０】
（Ｔｉ、Ｖ及びＺｒ）
前記の通り、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒは、溶湯中のＢと反応し、それぞれＴｉＢ2、ＶＢ2、ＺｒＢ2といったＢ系化合物を形成し、Ａｌ−Ｂ化合物の生成を抑制する。そのため、Ｂ量が０．０００２０質量％を超える場合であっても、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物を粗大化させるという影響を低減できる。図１に示すように、Ｂ量が０．０００２０質量％を超える場合において、Ｂの影響を低減できる条件は、「Ｂ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５」を満たす範囲である。なお、この関係式において、Ｂ量、Ｔｉ量、Ｖ量、Ｚｒ量はそれぞれ、合金板が含有しているＢ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒの含有量を表している。
ただし、「Ｂ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５」を満たす場合であっても、Ｂ量は０．００３００質量％以下とする必要がある。この場合においてＢ量が０．００３００質量％を超えると、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒを含んでいてもＴｉＢ2、ＶＢ2、ＺｒＢ2が多く生成するため鋳塊の結晶粒が微細化し、良好な金属組織が得られなくなる。よって、Ｂについては、０．０００２０質量％以下であるか、又は、０．０００２０質量％を超え０．００３００質量％以下かつＢ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５を満たすことが必要となる。「Ｂ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５」を満たす場合のＢ量の上限は、好ましくは０．００２００質量％であり、より好ましくは０．００１００質量％である。さらに良好な金属組織を得るためには、（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）の係数を０．３０以下とすることが好ましく、０．２０以下とするのがより好ましい。なお、前記した各係数は後記する［実施例］にて得られた実験結果及び経験をもとにして近似的に決定したものである。
【００３１】
また、Ｔｉ量、Ｖ量のいずれかが０．０１００質量％を超えたり、Ｚｒ量が０．０１０００質量％を超えたりすると、粗大なＡｌ−Ｔｉ化合物やＡｌ−Ｖ化合物、Ａｌ−Ｚｒ化合物が生成し、めっき欠陥の原因となる。従って、Ｔｉ量、Ｖ量はそれぞれ０．０１００質量％以下とし、Ｚｒ量は０．０１０００質量％以下とする。なお、Ｔｉ量、Ｖ量を０．０００５質量％未満にしたり、Ｚｒ量を０．００００５質量％未満にしたりすることができるが、そのためには高純度な地金を用いる必要があり、高コストとなるため現実的ではない。そのため、Ｔｉ量は０．０００５〜０．０１００質量％とするのが好ましく、Ｖ量は０．０００５〜０．０１００質量％とするのが好ましく、Ｚｒ量は０．００００５〜０．０１０００質量％とするのが好ましい。Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の大きさや前記金属組織をより好適なものとするため、Ｔｉ、Ｖ量の下限は、それぞれ０．００１０質量％とするのが好ましく、Ｚｒ量の下限は０．０００１０質量％とするのが好ましい。Ｔｉ、Ｖの上限はそれぞれ０．００５０質量％とすることが好ましく、Ｚｒの上限は０．００５００質量％とすることが好ましい。
【００３２】
（Ｃｕ及びＺｎ）
Ｃｕ及びＺｎは選択的に含有させることのできる成分である。つまり、Ｃｕを所定の含有量で含有している場合は、Ｚｎを後記する好ましい下限値未満で含有していてもよい。また、Ｚｎを所定の含有量で含有している場合は、Ｃｕを後記する好ましい下限値未満で含有していてもよい。もちろん、Ｃｕ及びＺｎの両者を所定の含有量で含有していてもよい。
【００３３】
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イオンをブランクの表面へ均一に微細析出させる。つまり、Ｃｕ量を特定の数値範囲内で含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成でき、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制できる。
【００３４】
Ｃｕ量が０．１００質量％を超えると、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が析出するため、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、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる。従って、Ｃｕ量は０．１００質量％以下とする。
なお、Ｃｕ量が０．０１０質量％未満であるとジンケート皮膜の均一性が低下してノジュールが発生するおそれがある。そのため、Ｃｕ量は０．０１０〜０．１００質量％とするのが好ましい。ここで、Ｃｕ量の下限は、ジンケート皮膜の均一性がより向上するため、０．０２１質量％とするのが好ましく、０．０４０質量％とするのがより好ましい。Ｃｕ量の上限も同様の理由により、０．０８０質量％とするのが好ましく、０．０５０質量％とするのがより好ましい。
【００３５】
ＺｎもＣｕと同じく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イオンをブランクの表面へ均一に微細析出させる。つまり、Ｚｎ量を特定の数値範囲内で含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成でき、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制できる。また、含有量の増加に伴いＺｎがブランク中に均一に析出して、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、及びジンケート処理時のＺｎイオン析出拠点になる。このため、Ｚｎを特定の数値範囲内で含むことで結晶粒による段差を抑制する効果が得られる。
【００３６】
Ｚｎ量が０．４００質量％を超えると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴ってめっき前処理の酸エッチング処理で形成される窪みも大きくなり、めっきピットが形成される。また、Ｚｎ量が０．４００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。そのため、めっき前処理のエッチング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０．４００質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物も溶解して窪み（ピット）となり、それがめっき後も残存してめっきピットとなる。従って、Ｚｎ量は０．４００質量％以下とする。
なお、Ｚｎ量が０．０２０質量％未満であるとジンケート皮膜の均一性が低下してノジュールが発生するおそれがある。そのため、Ｚｎ量は０．０２０〜０．４００質量％とするのが好ましい。ここで、Ｚｎ量の下限は、ジンケート皮膜の均一性がより向上するため、０．０４０質量％とするのが好ましく、０．０６５質量％とするのがより好ましい。Ｚｎ量の上限も同様の理由により、０．３７０質量％とするのが好ましく、０．３５０質量％とするのがより好ましい。
【００３７】
（残部）
本発明に係る合金板を構成する化学組成の基本成分（不可避的不純物であるＦｅ、Ｓｉを含む）は前記の通りであり、残部成分はＡｌ及びその他の不可避的不純物である。その他の不可避的不純物としては、例えば、Ｍｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｎａなどが挙げられる。前記したＦｅ及びＳｉといった不可避的不純物（地金不純物）及びここで挙げたその他の不可避的不純物は、溶解時に不可避的に混入する不純物である。なお、前記したその他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ので、これらの条件を満たす限り、前記したその他の不可避的不純物を含有させることができる。また、本発明の効果を阻害しない範囲で本明細書で説明した元素以外の元素を積極的に含有させてもよい（つまり、本発明の技術的範囲に含まれる。）。
【００３８】
なお、本発明に係る合金板の化学組成の調整は、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変更することにより行える。また、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、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り行える。なお、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、不可避的不純物の含有量の規制はこれらの手段に限定されるものではなく、公知の技術を適用できる。
【００３９】
〔組織〕
（絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合）
本発明に係る合金板はＦｅを含むため、凝固時にＡｌ−Ｆｅ含有晶出物が晶出する。Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物が大きいとめっき前処理の酸エッチング処理時にＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の一部が溶解されずに溶け残る。これが原因でノジュールなどのめっき欠陥が発生する。めっき欠陥の発生を抑制するためには粗大なＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の数を減らすことが必要である。そのため、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合を２．０％以下としている。なお、当該個数割合は１％以下とするのが好ましい。
当該個数割合の規制は、合金板の化学組成を前記した特定の条件とし、且つ、後記する条件の製造方法で製造することによって行える。例えば、当該個数割合の規制は、Ｆｅ量及びＴｉ量、Ｖ量、Ｚｒ量、Ｂ量をそれぞれ前記したように規制し、鋳造温度及び鋳造速度などを後記する条件とすることで制御できる。
【００４０】
（Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の絶対最大長の測定方法）
Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の絶対最大長の測定は、例えば、鏡面加工した合金板（サブストレート）の表面をＳＥＭにエネルギー分散型Ｘ線分析装置（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ；ＥＤＳ）を接続した装置（以下、「ＳＥＭ−ＥＤＳ」という。）にて任意の倍率（例えば１０００倍）で２０視野（０．２ｍｍ2）程度撮影し、得られたＣＯＭＰＯ像（組成像）を解析することによって行うことができる。なお、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物は、ＳＥＭのＣＯＭＰＯ像において母相とのコントラストで識別することができる。具体的には、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物は母相よりも白く写るので、白く写った該当物の長さを測定すればその絶対最大長が求められる。なお、合金板を円盤状に打ち抜いたものがブランクであり、ブランクを研削加工（鏡面加工）したものがサブストレートである。Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の絶対最大長はブランクやサブストレートを製造することによって変化するものではない。従って、例えば、サブストレートに対して行ったＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の測定結果はそのままブランク及び合金板の測定結果とみなすことができるし、その逆もまた然りである。
前記した個数割合は、測定結果から絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の個数Ａと、そのうちの絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の個数Ｂと、をカウントし、（Ｂ／Ａ）×１００［％］にて算出できる。
【００４１】
また、前記したＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物及びＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物の絶対最大長や個数などは、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の測定条件と同様にして測定できる。Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の測定条件については前述した通りである。
【００４２】
なお、耐力などの機械的特性は、例えば、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に準拠して試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことにより求めることができる。
【００４３】
以上に説明した本発明に係る合金板によれば、化学組成と金属組織を前記したように特定している。そのため、例えば、当該合金板を用いて磁気ディスクを製造する場合、めっき前処理の酸エッチング処理や研削加工、鏡面加工、Ｎｉ−Ｐめっき膜の成膜を行った場合であっても、サブストレートの表面に微小なめっき欠陥（例えば、幅５μｍ以上のめっきピットや、直径１０〜１００μｍ、高さ０．２〜０．８μｍの大きさのノジュールなど）が発生し難い。
【００４４】
［合金板の製造方法］
本発明に係る合金板は、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法及び設備で製造できる。例えば、前記した化学組成のＡｌ合金を溶解し、前記した化学組成に調整した鋳塊を鋳造する鋳造工程、この鋳塊に対して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程、均質化熱処理を行った鋳塊を熱間圧延して所定の板厚の熱間圧延板を得る熱間圧延工程、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る冷間圧延工程を含む一連の工程に供することにより製造できる。なお、必要に応じて、冷間圧延工程の前か、又は冷間圧延工程の途中で中間焼鈍を行ってもよい。
【００４５】
（鋳造工程）
前記したＡｌ合金の鋳塊を製造する際は、Ａｌ合金を溶解した際に、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。鋳塊を製造する際の鋳造速度は、例えば、３０〜８０ｍｍ／分などとすればよい。鋳造温度の下限は、例えば、７００℃とするのが好ましく、７１０℃とするのがより好ましい。鋳造温度の上限は、例えば、７６０℃とするのが好ましく、７５０℃とするのがより好ましい。また、鋳造時の鋳型から直接水冷する場合、水量の下限を例えば１．７Ｌ／ｃｍ／分などとすればよいが、２．２Ｌ／ｃｍ／分とするのが好ましく、２．６Ｌ／ｃｍ／分とするのがより好ましい。このように鋳造温度と冷却水量等を制御することで絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合を２．０％以下にできる。
【００４６】
（均一液相温度領域での冷却速度）
本発明においては、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒを含有させることでそれぞれＴｉＢ2、ＶＢ2、ＺｒＢ2といったＢ系化合物を生成し、有害元素であるＢの無害化を図っている。これらＢ系化合物は、６６０℃から６４０℃の間に生成するため、ディスク材の表面部分に位置付けられる箇所においてこの温度領域（均一液相温度領域）における冷却速度を制御することが必要である。なお、本発明において冷却速度を測定する位置は、表面部分に位置づけられる代表場所としてスラブ（鋳塊）の幅中央、表面から厚さ方向３０ｍｍの箇所が挙げられる。Ｂ系化合物が十分に生成するためには６６０℃から６４０℃の間の冷却速度を５．０℃／秒以下とすればよく、４．０℃／秒以下とすればより好ましく、３．０℃／秒とするとさらに好ましい。この冷却速度は前記した鋳造工程の条件を適切に選択することにより得られる。またＢ系化合物生成のための冷却速度の下限は特に設けないが、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の粒成長を抑制するために０．４℃／秒以上とする。
【００４７】
（均質化熱処理工程）
均質化熱処理は、Ａｌ合金の鋳塊を面削した後、例えば、５００〜５７０℃で２時間以上行うのが好ましい。このようにすると、Ｍｇ2ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を十分に固溶できる。なお、面削量は、偏析の程度を勘案して適宜変更できるが、その量は片面当たり、例えば、３〜２０ｍｍの範囲が好ましい。
【００４８】
（熱間圧延工程）
熱間圧延は、例えば、４９０℃から４００℃までの温度域を３０分以内の短時間で終了するような条件で行うのが好ましい。このようにすると、熱間圧延終了までＭｇ−Ｓｉ系等の金属間化合物が粗大化したり、析出したりしないようにできる。
なお、熱間圧延終了温度が３００℃前後を下回ると、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、磁気ディスク基板としての機能は損なわないが、研削前の合金板の美観が損なわれる。従って、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。
【００４９】
（冷間圧延工程）
冷間圧延は、例えば、熱間圧延終了温度が２５０℃以上の場合は７０％以上の冷間圧延率で行い、熱間圧延終了温度が２５０℃未満の場合は５５％以上の冷間圧延率で行うのが好ましい。このようにすると、後記する積み付け焼鈍後の結晶粒径を微細化するのに必要な歪エネルギーを本発明に係る合金板に加えることができる。
ここで、冷間圧延の前か、又は冷間圧延の途中で中間焼鈍を行う場合は、中間焼鈍後に冷間圧延率が７０％以上である冷間圧延を行うのが好ましい。ここまでの工程を行うことにより、本発明に係る合金板を製造できる。
【００５０】
［ブランク及びその製造方法］
本発明に係るブランクは、前記した合金板からなる。本発明に係るブランクは、例えば、冷間圧延板から円盤状の板材（円盤状板材）を打ち抜く打ち抜き工程、及び矯正焼鈍を行う矯正焼鈍工程を含む一連の工程に供することにより製造できる。
【００５１】
（打ち抜き工程）
円盤状板材の作製は、前記冷間圧延を行った合金板を必要に応じて調質し、当該合金板をプレス成形により所定の円盤状に打ち抜くことで行う。
【００５２】
（矯正焼鈍工程）
矯正焼鈍は、円盤状板材を、高平坦度のスペーサ間に積み付けし、全体を加圧しながら積み付け焼鈍を行う（一般に、この矯正焼鈍を行ったものを「ブランク」という）。この矯正焼鈍は、例えば、３０℃／時間以上の昇温速度で加熱し、３００〜３６０℃の温度範囲で１〜５時間保持した後、３０℃／時間以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却するのが好ましい。このようにすると、円盤状板材内の加工残留応力が除去されると共に、平坦度が向上する。
【００５３】
その後、円盤状板材の内周縁及び外周縁の端面に対し、所定の端面加工を施すことにより、ブランクを製造できる。
【００５４】
［サブストレート及びその製造方法］
本発明に係るサブストレートは、前記したブランクからなる。本発明に係るサブストレートの製造は、例えば、次のようにして行うことができる。
両面研削機に予めセットされたキャリアのポケット内に前記したブランクをセットする。そして、砥石により目標の板厚になるまで研削加工（鏡面加工）すると、サブストレート（グラインドサブストレート）を製造できる。
【００５５】
このようにして製造されたサブストレートの化学組成や金属組織は、前記した合金板及びブランクと同様であるが、鏡面加工を行っているので、ブランクや合金板と比較して高い平滑性を有している。また、製造したサブストレートは、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合が２．０％以下である。そのため、めっき前処理の酸エッチング処理や研削加工、鏡面加工、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜の成膜を行った場合であっても、サブストレート（めっきサブストレート）の表面に微小なめっき欠陥（例えば、めっきピット、ノジュールなど）が発生し難い。また、研削傷も発生し難い。
【００５６】
［磁気ディスク及びその製造方法］
そして、前記製造した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、その表面を研磨する。次いで、このサブストレート上に、磁気特性を高めるための下地膜、Ｃｏ基合金からなる磁性膜、及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等により形成することにより、磁気ディスクを製造できる。
なお、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。
【００５７】
合金板、ブランク及びサブストレートなどの製造条件については、例えば、特許第３４７１５５７号公報や特許第５１９９７１４号公報に詳しく記載されている。そのため、合金板、ブランク及びサブストレートを製造するにあたってこれらの文献を参照することもできる。
【実施例】
【００５８】
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。
【００５９】
〔１〕  グラインドサブストレートの製造
まず、７５０℃で材料を溶解し、表１及び表２のＮｏ．１〜４４に示す化学組成となるように成分を調整し、厚さ５００ｍｍの鋳型を用いて鋳造温度７２０℃で鋳塊を鋳造した。なお、Ｎｏ．４４に係る鋳塊を製造する際の鋳造温度は６８０℃とした。鋳造時の均一液相温度領域（６６０℃から６４０℃）における冷却速度（℃／秒）を表１及び表２に示した。
【００６０】
次いで、鋳塊表面の偏析層を除去する面削を行い、５４０℃で８時間の均質化熱処理を行った。その後、直ちに、熱間圧延を行い、板厚３ｍｍの熱間圧延板を作製した。そして、この熱間圧延板を冷間圧延し、板厚１．０ｍｍの冷間圧延板（合金板）を製造した。
【００６１】
当該合金板を外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍの円環形状に打ち抜き、２０枚ずつ積み付け、３２０℃で３時間矯正焼鈍した後、３０℃／時間の冷却速度で冷却した。そして、端面加工を行い、３．５インチタイプのブランクを製造した。次いで、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．１〜４４に係るグラインドサブストレート（以下、単に「サブストレート」という。）を製造した。
【００６２】
〔２〕  Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物の絶対最大長の測定及び個数割合
製造したＮｏ．１〜４４に係るサブストレートにおけるＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の絶対最大長の測定と、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対して絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合と、を次のようにして求めた。
Ｎｏ．１〜４４に係るサブストレートの表面をＳＥＭ−ＥＤＳ（日本電子株式会社製ＪＳＭ−７００１Ｍ）にて１０００倍の倍率で２０視野（０．２ｍｍ2）撮影し、ＣＯＭＰＯ像（組成像）を得た。そして、母相よりも白く写っている部分をＡｌ−Ｆｅ含有晶出物とみなして絶対最大長を測定した。
また、前記した個数割合は、測定結果から絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の個数Ａと、絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の個数Ｂと、をカウントし、（Ｂ／Ａ）×１００［％］にて算出した。
【００６３】
〔３〕  耐力
製造した冷間圧延板の一部を切り出し、前記矯正焼鈍と同等の条件、すなわち、３２０℃で３時間の焼鈍を行った。そして、焼鈍した冷間圧延板からＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に準拠して試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことにより、耐力を求めた。耐力が９０ＭＰａ以上であるものを合格（○）とし、９０ＭＰａ未満のものを不合格（×）とした。
【００６４】
〔４〕  微小なめっき欠陥の有無
さらに、下記のようにしてＮｉ−Ｐめっき膜を成膜し、めっきピット、ノジュールなどのめっき欠陥の有無を確認した。なお、微小なめっき欠陥とは、鏡面加工した無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜に形成される幅５μｍ程度のめっきピットや、直径１０〜１００μｍ、高さ０．２〜０．８μｍの大きさのノジュールなどをいう。
鏡面加工したサブストレートを、めっき前処理液（上村工業製ＡＤ−６８Ｆ）に浸漬し、５０℃、５分間の脱脂を行った。その後、めっき前処理液（上村工業株式会社製ＡＤ−１０１Ｆ）で６８℃、２分間の酸エッチングを行い、３０％硝酸で２５℃、１分間浸漬し、デスマット処理を行った。デスマット処理を行ったサブストレートに、ジンケート処理液（上村工業株式会社製ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ）を用いて２０℃、３０秒間のジンケート処理を行い、一旦、３０％硝酸でＺｎを溶解させた後に、再度、２０℃、１５秒間のジンケート処理を行った。その後、ジンケート処理を行ったサブストレートを、無電解Ｎｉ−Ｐめっき液（上村工業株式会社製ニムデン（登録商標）ＨＤＸ）に浸漬し、９０℃、２時間の無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理を行い、片面１０μｍ程度の無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を成膜させてめっきサブストレートを製造した。そして、めっきサブストレートの表面をコロイダルシリカ系の研磨剤（株式会社フジミインコーポレーティッド製ＤＩＳＫＬＩＴＥ  Ｚ５６０１Ａ）とパッド（カネボウ株式会社（現アイオン株式会社）製のＮ００５８  ７２Ｄ等）を用いて研磨することで、磁性膜の成膜を行う前の状態のめっきサブストレートを製造した。
【００６５】
このようにして製造しためっきサブストレートのめっき表面をブルカー社製ＣｏｎｔｏｕｒＧＴ  Ｘ３（非接触３次元光干渉型表面形状粗さ計）を用いて対物レンズ×１０、ＦＯＶ×１、ＶＳＩモードで観察した。観察の結果、前記したサイズのめっきピット、ノジュールなどのめっき欠陥が確認されなかったものを微小なめっき欠陥「無」とし、これらのめっき欠陥のうちの少なくとも一つが確認されたものを微小なめっき欠陥「有」とした。なお、微小なめっき欠陥「無」を合格と評価し、微小なめっき欠陥「有」を不合格と評価した。
【００６６】
表１及び表２に、微小なめっき欠陥の有無とともに、各サブストレートの化学組成（質量％）を示す。また、表１及び表２に、Ｂ量／（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）で算出される算出値が０．４５以下であるか否か、すなわち、Ｂ量≦（Ｔｉ量＋Ｖ量＋Ｚｒ量）×０．４５を満たすか否かを「○」、「×」で示す。さらに、表１及び表２に、鋳造時におけるディスク材の表面部分に位置付けられる箇所、具体的にはスラブの幅中央、表面から厚さ方向３０ｍｍの箇所の均一液相温度領域の冷却速度（表１及び表２において単に「冷却速度」と記載）を示す。また、表１及び表２に、絶対最大長０．１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物に対する絶対最大長が３μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ含有晶出物の占める個数割合（表１及び表２において単に「個数割合」と記載）を示す。表２中の下線は、本発明の要件を満たしていないことを示す。なお、表１及び表２に示す化学組成は、グロー放電質量分析（Ｇｌｏｗ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ  Ｍａｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＧＤＭＳ）及び固体発光分析により分析した値を記載している。特に、０．０１質量％以下の成分については、ＧＤＭＳで分析した値を記載している。
【００６７】
【表１】
2018059138.tif 000002
【００６８】
【表２】
2018059138.tif 000003
【００６９】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜２６に係るサブストレートは本発明の要件を満たしていたので前記した微小なめっき欠陥の評価が合格となった（いずれも実施例）。
これに対し、表２に示すように、Ｎｏ．２７〜４４に係るサブストレートは本発明の要件のうちの少なくとも１つを満たしていなかったので、板の製造ができなったり、板の耐力が不足して製品とならなかったり、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった（いずれも比較例）。
【００７０】
Ｎｏ．２７に係るサブストレートはＭｇ量が多過ぎたので板の製造ができず、評価に至らなかった。
【００７１】
Ｎｏ．２８に係るサブストレートはＭｇ量が少な過ぎたので、板の耐力が不足し、製品とならなかった。
【００７２】
Ｎｏ．２９、３０に係るサブストレートはＦｅ量が多過ぎたので、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物が粗大化し、個数割合が２．０％を超えた。そのため、Ｎｏ．２９、３０に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００７３】
Ｎｏ．３１に係るサブストレートはＳｉ量が多過ぎたので、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化した。そのため、ブランクに対して切削、研削等の鏡面加工を行った際にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がブランクの表面から脱落し、窪みが形成された。従って、Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００７４】
Ｎｏ．３２に係るサブストレートはＣｒ量が少な過ぎたので、板の耐力が不足し、製品とならなかった。
【００７５】
Ｎｏ．３３に係るサブストレートはＣｒ量が多過ぎたので、粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物が生成された。粗大なＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物は、切削、研削等の鏡面加工を行った際に表面から脱落し、窪みを形成した。そのため、Ｎｏ．３３に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００７６】
Ｎｏ．３４に係るサブストレートはＣｕ量が多過ぎたので、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が析出した。そのため、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、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となった。従って、Ｎｏ．３４に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００７７】
Ｎｏ．３５に係るサブストレートはＺｎ量が多過ぎたので、Ｚｎの析出核が大きくなった。そのため、めっき前処理の酸エッチング処理で形成される窪みも大きくなり、めっきピットが形成された。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が析出し、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、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となった。従って、Ｎｏ．３５に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００７８】
Ｎｏ．３６に係るサブストレートはＣｕ量、Ｚｎ量が共に少な過ぎたのでめっき前処理によるジンケート皮膜の均一性が低下し、ノジュールが発生した。従って、Ｎｏ．３６に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００７９】
Ｎｏ．３７に係るサブストレートはＣｕ量、Ｚｎ量が共に多過ぎたので粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物とＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が析出し、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、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となった。また、Ｎｏ．３７に係るサブストレートはＺｎの析出核が大きくなった。そのため、めっき前処理の酸エッチング処理で形成される窪みも大きくなり、めっきピットが形成された。従って、Ｎｏ．３７に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００８０】
Ｎｏ．３８、３９に係るサブストレートはＴｉ量、Ｖ量及びＺｒ量に対し、Ｂ量が多かったため請求項の関係式を満たさなかった。そのため、Ｂを無害化することができず、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物が粗大化し、個数割合が２．０％を超えた。そのため、Ｎｏ．３８、３９に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００８１】
Ｎｏ．４０に係るサブストレートはＴｉ量、Ｖ量及びＺｒ量が本発明の要件を満たしていたが含有量が多く、かつＢ量が多過ぎたので、ＴｉＢ2、ＺｒＢ2、ＶＢ2が多く生成した。そのため、Ｎｏ．４０に係るサブストレートは、鋳塊の結晶粒が微細化し、良好な金属組織が得られず、製品とならなかった。
【００８２】
Ｎｏ．４１に係るサブストレートはＴｉ量が多過ぎたので、粗大なＡｌ−Ｔｉ化合物が生成した。そのため、Ｎｏ．４１に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００８３】
Ｎｏ．４２に係るサブストレートはＶ量が多過ぎたので、粗大なＡｌ−Ｖ化合物が生成した。そのため、Ｎｏ．４２に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００８４】
Ｎｏ．４３に係るサブストレートはＺｒ量が多過ぎたので、粗大なＡｌ−Ｚｒ化合物が生成した。そのため、Ｎｏ．４３に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【００８５】
Ｎｏ．４４に係るサブストレートは、鋳塊を製造する際の冷却速度（鋳造時の均一液相温度領域における冷却速度）が０．３℃／秒となるように鋳造した。そのため、ＴｉＢ2、ＶＢ2、ＺｒＢ2といったＢ系化合物は生成したものの、Ａｌ−Ｆｅ含有晶出物が成長した結果、個数割合が２．０％を超えた。そのため、Ｎｏ．４４に係るサブストレートは、微小なめっき欠陥の評価が不合格となった。
【図１】
2018059138.tif 000004