(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、
Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
Ｓｉ：０．０２５質量％以下、
Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、
表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、
耐力が１４０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
【請求項２】
Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種を、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下の範囲内で含有することを特徴とする請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。
【請求項３】
Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種を０．０１質量％以上０．３５質量％以下の範囲内で含有し、
前記Ｃｒ、前記Ｔｉ、前記Ｚｒを２種以上含有する場合は、その合計含有量が０．４０質量％以下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。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの表面を平滑化加工した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。
【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ブランク及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。
【背景技術】
【０００２】
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創出され、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。ＨＤＤの大容量化を実現するため、ＨＤＤ一台あたりの磁気ディスクの搭載枚数を増やすことが検討されている。そして、磁気ディスクの搭載枚数を増やすため、磁気ディスクの薄肉化が検討されている。当該薄肉化の検討では、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又はそれ以下に薄くすることが提案されている。
【０００３】
ここで、薄肉化の際の課題として、落下時の衝撃（約３００Ｇ）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。このような磁気ディスクの変形は、積み付け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低下させない（従来よりも向上させる）ことで生じ難くさせることができる。なお、積み付け焼鈍後の耐衝撃性を向上する発明が、例えば、特許文献１に開示されている。特許文献１に開示されている発明はモバイル用の小型ＨＤＤ（２．５インチＨＤＤ）向けの磁気ディスク用アルミニウム合金板に関するものであり、Ｍｇ及びＭｎの含有量を多くすることによって耐力を向上させている。なお、この用途であれば、耐力が１２０ＭＰａ以上あれば実用上は十分な耐衝撃性を確保することができる。
【０００４】
具体的に、特許文献１には、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．０２質量％以上０．５質量％未満を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含有し、Ｓｉ：０．０２５質量％未満、Ｆｅ：０．０３質量％未満に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、表面におけるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の最大長さが１０μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下、鏡面とする研削前の表面に形成されている凹部の深さが１０μｍ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板が開示されている。
【０００５】
一方、大容量のＨＤＤでは、外径の大きい３．５インチＨＤＤを用いるのが主流であるが、外径の増加とともに変形が生じる最大曲げ応力が低下し、変形し易くなる。そのため、３．５インチＨＤＤに搭載する磁気ディスクを薄肉化する場合、特許文献１に開示されている発明では積み付け焼鈍後の耐衝撃性が十分であるとは言えず、１２０ＭＰａよりも一段と高い耐衝撃性が要求される。また、外径が大きい場合には、磁気ディスクを作製する際の積み付け焼鈍後の剥離工程や、サブストレートの表面を研削する研削工程などのハンドリング時に基板が歪み易いという問題がある。さらに、外径が大きい場合には、めっき後のめっき厚の不均一さや研磨時に導入される残留歪みによる変形も大きくなるという問題がある。よって、これらの問題から、より変形し難い素材が求められている。
【０００６】
また、これらの問題に加えて、大容量のＨＤＤとするため、磁気ディスクの記録密度の向上も必要とされている。磁気ディスクの記録密度を向上させるためには、めっき後のめっき面（以下、単に「めっき面」という。）のうねりの低減も重要となる。めっき面のうねりには、波長が数十μｍ以下である波長の短いうねり（以下、「短波長うねり」という。）と、波長が数十から数百μｍの比較的長波長のうねり（以下、「微小うねり」という。）とがある。
【０００７】
めっき面は、めっき後に軟らかい研磨クロスを用いて研磨される。前記した短波長うねりは、当該研磨クロスを用いた研磨によって除去することができる。しかしながら、微小うねりは結晶粒方位差によるエッチング性の違いによりめっき前処理時に生じる凹凸が原因となって生じるものであるため、軟らかい研磨クロスでは十分に除去することができない。微小うねりは、特に結晶粒径が大きい場合や不均一な場合に顕著に現れ、磁気ディスクとしての性能が低下することがある。
【０００８】
めっき面の微小うねりを低減する発明が、例えば、特許文献２に開示されている。特許文献２に開示されている発明は、Ｍｎ、Ｃｒなどの微細化効果のある元素の添加と熱間圧延、冷間圧延及び積み付け焼鈍条件の適性化により微細な結晶粒組織を得ている。
【０００９】
具体的に、特許文献２には、Ｍｇ：３．５質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：０．００１質量％以上０．０６質量％以下及びＦｅ：０．００１質量％以上０．０６質量％以下を含み、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下及びＺｎ：０．０１質量％以上０．４質量％以下のうち少なくとも１種を含有し、さらに必須成分として、Ｃｒ：０．１０質量％超え０．３質量％以下及びＭｎ：０．１０質量％超え０．３質量％以下のうち少なくとも１種を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を特定の条件で製造することを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特許第５４８０５９９号公報
【特許文献２】特許第５１９９７１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、特許文献１に開示されている発明には積み付け焼鈍後の耐力が十分ではないことから、前記したように、磁気ディスクを薄肉化して３．５インチＨＤＤに搭載した場合に耐衝撃性が十分であるとは言えないという問題がある。
【００１２】
また、特許文献２に開示されている発明によれば、微小うねりの低減を図ることができるが、高強度化のために特許文献１に開示されている発明を適用してＭｇ及びＭｎの含有量を多くすると、圧延中の歪みの蓄積が大きくなり、蓄積された歪の回復が比較的低温から生じ易くなる。その結果、特許文献２に開示されている発明には、等軸な再結晶組織が生成され難くなり、めっき面に微小うねりが発生するという問題が再び現れるようになる。
【００１３】
さらに、磁気ディスクの記録密度を向上させるにあたり、めっき面にピット（凹部）などの表面欠陥が少ないことも重要視される。
【００１４】
本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、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、且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及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。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
前記課題を解決し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は、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、耐力が１４０ＭＰａ以上であることとしている。
【００１６】
このように、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は、Ｍｇ量及びＭｎ量を特定の範囲とし、表面における平均結晶粒径を２７μｍ以下としているので、耐力に優れたものとすることができる。耐力として具体的には１４０ＭＰａ以上としているので、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することができる。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では、Ｍｎ量を特定の範囲としているので、めっき面に形成されるピット数を低減させることができる。加えて、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は、平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下としている（つまり、等軸な再結晶組織としている）ので、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難い。
【００１７】
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は、Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種を、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下の範囲内で含有することが好ましい。
【００１８】
このようにすると、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は、めっき面に形成されるピット数をより低減させることができる。
【００１９】
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は、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種を０．０１質量％以上０．３５質量％以下の範囲内で含有し、前記Ｃｒ、前記Ｔｉ、前記Ｚｒを２種以上含有する場合は、その合計含有量が０．４０質量％以下であることが好ましい。
【００２０】
このようにすると、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は、表面における平均結晶粒径をより小さくすることができるとともに、表面における平均結晶粒径のアスペクト比をより小さくすることができる。つまり、より等軸な再結晶組織を得ることができる。従って、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は、より耐力に優れたものとすることができる。
【００２１】
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記した磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの表面を平滑化加工したこととしている。
【００２２】
このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記し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の表面を平滑化加工しているので、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、且つ表面欠陥が少ない。
【発明の効果】
【００２３】
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は、含有する元素の含有量を特定の範囲及び特定の数値以下とし、表面における平均結晶粒径、表面における平均結晶粒径のアスペクト比、及び耐力を特定の数値以下としている。そのため、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は、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃（約３００Ｇ）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、且つ表面欠陥が少ない。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、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の表面を平滑化加工しているので、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、且つ表面欠陥が少ない。
なお、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム基板（ブランク及びサブストレート）は、耐衝撃性と表面平滑性に優れているため、３．５インチＨＤＤに好適に用いることができるだけでなく、２．５インチＨＤＤにも用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】耐衝撃性を評価する振り子式衝撃試験機の概要を説明する模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
（磁気ディスクの記録密度の向上）
磁気ディスクの記録密度を向上させるためには、めっき面のうねりの低減、及びめっき面のピット数の低減を図るのが効果的である。
【００２６】
背景技術でも説明したように、短波長うねりは、めっき後の研磨によって除去可能であるが、微小うねりは、めっき後の研磨で除去することができない。微小うねりがめっき後の研磨で除去することができないのは、当該微小うねりが、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの結晶粒方位差によるエッチング性の違いによって生じていることが原因である。このようなエッチング性の違いは、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの成分組成、再結晶組織の状態（表面における平均結晶粒径及び表面における平均結晶粒径のアスペクト比）などを改善することで解消することができると考えられる。
【００２７】
また、めっき面のピット数を低減させるには、ジンケート処理時の過剰なエッチングの抑制と、めっき前処理として行う酸エッチング処理時に発生するピットの抑制とを図る必要がある。ジンケート処理時の過剰なエッチングを抑制するためには、Ｍｎ量を特定の範囲とすることが重要である。また、めっき前処理として行う酸エッチング処理時に発生するピットを抑制するためには、粗大な金属間化合物の形成を抑制する観点からＳｉ量とＦｅ量をそれぞれ特定の範囲とすることが重要である。さらに、十分な耐衝撃性を確保するため、耐力などの機械的特性に優れていることが重要である。
【００２８】
このように、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及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、それぞれ単に「ブランク」及び「サブストレート」と呼称する。）の課題を解決するためには、成分組成、再結晶組織の状態及び機械的特性を後記するように制御する必要がある。
以下、本発明に係るブランク、及びサブストレートの実施形態について詳細に説明する。
【００２９】
［ブランクの一実施形態］
はじめに、ブランクの一実施形態について説明する。
本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。
【００３０】
そして、本発明に係るブランクは、表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、耐力が１４０ＭＰａ以上であるという構成を採用している。
以下、本実施形態に係るブランクの成分組成について説明した後、再結晶組織の状態及び機械的特性について説明する。
【００３１】
＜成分組成＞
（Ｍｇ）
Ｍｇは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。Ｍｇ量が４．５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。また、Ｍｇ量が６．０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。従って、Ｍｇ量は４．５質量％以上６．０質量％以下とする。Ｍｇ量の下限は４．７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い。Ｍｇ量の上限は５．８質量％とするのが好ましく、５．５質量％とするのがより好ましい。
【００３２】
（Ｍｎ）
Ｍｎは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。なお、Ａｌ−Ｍｇ系合金ではＭｇが高いほどめっき前処理である脱脂処理及び酸エッチング処理でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の溶解量が増加し、ブランク（より具体的にはサブストレート）の表面に凹部が生じ易くなる。しかしながら、成分組成にＭｎを含有させるとＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物はＭｎを含むＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在するようになるため、酸エッチング処理で溶解し難くなる。その結果、酸エッチング処理でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の溶解に起因して発生するピット数を減少させることができる。さらに、Ｍｎには、鋳造工程及び均質化熱処理工程において微細な金属間化合物として析出し、結晶粒の成長を抑制する効果がある。すなわち、Ｍｎには、再結晶粒の異常成長を抑えて組織を均質化する効果がある。Ｍｎ量が０．１０質量％未満になると、酸エッチング処理で溶解し難くなる効果や組織を均質化する効果を得ることができない。
【００３３】
一方、Ｍｎ量の増加とともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が粗大化する。特に、Ｍｎ量が０．５５質量％を超えると絶対最大長が１０μｍを超える粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が生じる。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点間の距離をいう。このような粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物は、サブストレート作製時の鏡面加工における研削によって脱落したり、めっき前処理である酸エッチング処理によって溶解したりするため、表面に大きなピットが生じてしまう。また、Ｍｎ量が０．５５質量％を超えると粗大な結晶粒組織となり、耐力が低くなるので耐衝撃性が劣ることになる。
【００３４】
従って、Ｍｎ量は０．１０質量％以上０．５５質量％以下とする。なお、Ｍｎ量の増加とともにブランクの鏡面加工等における研削レートが低下する。従って、研削レートの観点からＭｎ量の上限は０．５０質量％とするのが好ましく、０．４８質量％とするのがより好ましく、０．３５質量％とするのがさらに好ましい。他方、より高い耐力を得る観点から、Ｍｎ量の下限は０．１２質量％とするのが好ましく、０．１５質量％とするのがより好ましく、０．２０質量％とするのがさらに好ましい。
【００３５】
Ｍｎ量及び前記したＭｇ量をともに前記範囲とすることにより、ブランクの耐力を例えば１４０ＭＰａ以上とすることができ、耐衝撃性に優れたものとすることができる。そのため、ブランクの板厚を約０．８ｍｍ又はそれ以下に薄肉化して磁気ディスクを作製し、約５０ｃｍの高さから落下させた場合に相当する衝撃（約３００Ｇ）が与えられた場合であっても変形しないようにすることができる。従って、ブランクは、薄肉化した磁気ディスクとしてより好適に用いることができる。
【００３６】
（Ｓｉ）
Ｓｉ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、Ａｌ合金の鋳塊を鋳造する工程等において、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等の鏡面加工時に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。
【００３７】
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。
従って、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。Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を小さくする観点から、Ｓｉ量の上限は０．０２０質量％とするのが好ましく、０．０１５質量％とするのがより好ましい。
なお、Ｓｉは０．０２５質量％以下であれば所期の効果を奏することができるので、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。
【００３８】
（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等の鏡面加工時に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。従って、Ｆｅ量は０．０２５質量％以下とする。
【００３９】
前記したように、Ｆｅは地金不純物として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、コストの観点及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。他方、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を小さくする観点から、Ｆｅ量の上限は０．０２２質量％とするのが好ましく、０．０１７質量％とするのがより好ましい。
なお、Ｆｅは０．０２５質量％以下であれば所期の効果を奏することができるので、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。
【００４０】
（残部）
本発明に係るブランクを構成する成分組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＡｌ及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、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。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。従って、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本明細書で説明した元素以外の元素などを積極的に含有させてもよい（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる。）。
【００４１】
なお、本発明に係るブランクの成分組成は、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。
【００４２】
＜再結晶組織の状態及び機械的特性＞
（平均結晶粒径）
平均結晶粒径は、ブランクの耐力に影響を与える。この平均結晶粒径は、板表面の圧延平行方向における再結晶組織の平均結晶粒径Ａと、当該板表面の圧延直角方向における再結晶組織の平均結晶粒径Ｂと、を平均することで求めることができる（以下、このようにして求められる平均結晶粒径を「平均結晶粒径Ｃ」と呼称することもある。）。なお、本明細書において「圧延平行方向」とは、板表面と水平且つ熱間圧延時及び冷間圧延時に圧延ローラーによって圧延された板材が延ばされる方向（圧延方向）をいい、「圧延直角方向」とは、板表面と水平且つ前記圧延方向に対して直角な方向をいう。
【００４３】
つまり、平均結晶粒径Ｃは、{（前記平均結晶粒径Ａ＋前記平均結晶粒径Ｂ）／２}で求めることができる。平均結晶粒径Ｃが２７μｍを超えると、Ｍｇ量及びＭｎ量がそれぞれ前記した数値範囲内にあったとしても、ブランクの耐力が１４０ＭＰａ以上とならないおそれがある。また、平均結晶粒径Ｃはめっき面の微小うねりの発生状況にも影響を与える。平均結晶粒径Ｃが２７μｍを超えると、めっき面に微小うねりが発生し易くなり、うねりの波長も大きくなる傾向がある。従って、平均結晶粒径Ｃは２７μｍ以下とする。耐力を高くする観点及びめっき面の微小うねりの発生を抑制する観点から、平均結晶粒径Ｃは２５μｍ以下とするのが好ましく、２３μｍ以下とするのがより好ましい。平均結晶粒径を２７μｍ以下とする積み付け焼鈍の条件などについては製造方法の項目で説明する。
【００４４】
（アスペクト比）
本実施形態に係るブランクは、前記した平均結晶粒径Ａと、前記した平均結晶粒径Ｂとのアスペクト比Ａ／Ｂを１．２以下（Ａ／Ｂ≦１．２）としている。つまり、本実施形態に係るブランクは、可能な限り等軸な再結晶組織とし、組織の異方性が生じないようにしている。そのため、本実施形態に係るブランクは、めっき面の微小うねりが発生し難い。めっき面の微小うねりをより発生し難くする観点から、アスペクト比Ａ／Ｂは、１．１以下とするのが好ましく、１．０とする（つまり、等軸である）のがより好ましい。アスペクト比Ａ／Ｂを１．２以下とする積み付け焼鈍の条件などについては製造方法の項目で説明する。
【００４５】
（耐力）
ブランクは、製造過程において積み付け焼鈍が行われる。積み付け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。積み付け焼鈍の条件としては、例えば、２００〜２８０℃の温度域を５０℃／ｈ以上の速度で昇温し、３００〜４００℃で２〜７時間保持することが挙げられる。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又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。ブランクの耐力は高いほど好ましい。そのため、ブランクの耐力は、１４３ＭＰａ以上とするのが好ましく、１５５ＭＰａ以上とするのがより好ましく、１６０ＭＰａ以上とするのが更に好ましい。
【００４６】
［ブランクの他の実施形態］
次に、ブランクの他の実施形態について説明する。
他の実施形態に係るブランクは、前記した成分組成に関して、さらに諸特性を向上させるために種々の元素を添加したものである。
【００４７】
〔Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種をさらに含有する態様〕
他の実施形態に係るブランクの一態様として具体的には、前記した成分組成において、さらに、Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種を、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下の範囲内で含有することが好ましい。
【００４８】
（Ｃｕ）
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。そのため、めっき面の平滑性を向上させることができる。なお、Ｃｕ量が０．０１質量％未満では、前記した効果を十分に得ることができないおそれがある。従って、Ｃｕ量の下限は、前記した効果を十分に得る観点から０．０１質量％とするのが好ましく、０．０２質量％とするのがより好ましい。
【００４９】
その一方で、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傾向がある。従って、Ｃｕ量の上限は０．１０質量％とするのが好ましく、０．０８質量％とするのがより好ましい。
【００５０】
（Ｚｎ）
Ｚｎも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、エッチング起点及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。なお、Ｚｎ量が０．０１質量％未満では、これらの効果を十分に得ることができないおそれがある。従って、Ｚｎ量の下限は前記した各効果を十分に得る観点から０．０１質量％とするのが好ましく、０．０２質量％とするのがより好ましい。
【００５１】
その一方で、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傾向がある。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おそれがある。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傾向がある。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ことがある。従って、Ｚｎ量の上限は０．４０質量％とするのが好ましく、０．２０質量％とするのがより好ましい。
【００５２】
以上に述べたように、Ｃｕ及びＺｎをそれぞれ前記した範囲で含有させると、ブランクは、めっき面に形成されるピット数をより低減させることができる。つまり、めっき面の平滑性を向上させることができる。なお、Ｃｕ及びＺｎはそれぞれ前記した最大含有量以下で含有させることができる（このような態様であっても本発明の効果を阻害しない）。つまり、Ｃｕ及びＺｎの合計含有量は０．５０質量％以下とすることができる。
【００５３】
〔Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種をさらに含有する態様〕
他の実施形態に係るブランクの一態様として前記した成分組成において、さらに、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種を０．０１質量％以上０．３５質量％以下の範囲内で含有し、前記したＣｒ、Ｔｉ、Ｚｒを２種以上含有する場合は、その合計含有量を０．４０質量％以下とすることが好ましい。
【００５４】
Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒには、Ａｌ合金中に微細な化合物として析出し、再結晶粒の核生成の起点になるとともに、結晶粒の成長を抑制する働きにより組織を微細化する効果がある。この効果を十分得るためには、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒを前記した条件で含有するのが好ましい。このようにすると、板表面における平均結晶粒径をより小さくすることができるとともに、平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とすることができ、また、ブランクの耐力を向上させることができる。
【００５５】
Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの含有量がいずれも０．０１質量％未満であると、再結晶粒の核生成の起点となる効果や組織を微細化する効果を得ることができない。
その一方で、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうちのいずれかが０．３５質量％を超えると、板表面における平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とすることができない。
ここで、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量は計算上、最大で１．０５質量％となるが、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうち２種以上含有する場合においてその合計含有量が０．４０質量％を超えると、前記と同様、板表面における平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とすることができない。
【００５６】
Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうちのいずれかが０．３５質量％を超えたり、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうち２種以上含有する場合においてその合計含有量が０．４０質量％を超えたりしたときに、板表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下とならない理由としては、圧延平行方向に伸びた変形組織が残存することになり、組織の異方性が大きくなることが挙げられる。これらの場合、結果的に、めっき面に微小うねりが発生するようになり、また、初晶として粗大な金属間化合物が晶出することがあるので、ブランクの表面を鏡面加工する際の研削加工や、めっき前処理工程などによってこれが脱落してピットとなる。そのため、めっき処理によって形成されるめっき膜表面の平滑性が低下する。さらに、粗大な結晶粒組織になるため耐力が低くなり、耐衝撃性に劣ることになる。
なお、より等軸な再結晶組織とする観点、及び微小うねりやピットの発生をより抑制する観点から、Ｃｒ量、Ｔｉ量及びＺｒ量の下限はそれぞれ０．０２質量％とするのが好ましく、上限はそれぞれ０．２０質量％とするのが好ましい。Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量の上限は０．３５質量％とするのが好ましいが、前記したように０．４０質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。
【００５７】
以上に説明した各実施形態に係るブランクは、それぞれ前記した成分組成のＡｌ合金板を作製し、当該Ａｌ合金板を必要に応じて調質し、これをプレス成形により所定の円盤状に打ち抜くことで製造される。
【００５８】
以上に説明した本発明に係るブランクは、成分組成を特定の範囲とするとともに、表面における平均結晶粒径を２７μｍ以下とし、表面における平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とし、耐力を１４０ＭＰａ以上としている。そのため、本発明に係るブランクは、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、且つ表面欠陥が少ない。
【００５９】
［サブストレート］
本発明に係るサブストレートは、前記した本発明に係るブランクの表面を平滑化加工（研削加工、鏡面加工）することにより製造される。
なお、本発明に係るブランク及びサブストレートの製造方法については後記する。
【００６０】
本発明に係るサブストレートは、前記した本発明に係るブランクと同様の成分組成及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、めっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥が少ない。従って、本発明に係るサブストレートは、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、めっき面に微小うねりが発生し難い本発明に係るサブストレートは、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。）。
【００６１】
［ブランクの製造方法］
本発明に係るブランクは、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によって製造することができる。例えば、前記した成分組成のＡｌ合金を溶解し、前記した成分組成に調整した鋳塊を鋳造する工程、この鋳塊に対して均質化熱処理を行う工程、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工程、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る工程、冷間圧延板からブランクを製造する工程、及び、積み付け焼鈍をする工程を含む一連の工程に供することによって製造することができる。なお、必要に応じて、冷間圧延する工程の前か、又は冷間圧延する工程の途中で中間焼鈍を行ってもよい。
【００６２】
（鋳造）
なお、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。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。
【００６３】
（均質化熱処理）
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０．５〜１２時間行うのが好ましい。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させることができる。なお、均質化熱処理の温度は５３０〜５６０℃とするのが好ましく、時間は２〜１２時間とするのがより好ましい。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。
【００６４】
（熱間圧延）
熱間圧延は、例えば、４９０℃から４００℃までの温度域を３０分以内に終了するのが好ましい。このようにすると、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。
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Ａｌ合金板やブランク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℃以上とするのが望ましい。また、熱間圧延は、４９０℃から４１０℃までの温度域を１０分以内に終了するのがより好ましい。
【００６５】
（冷間圧延）
冷間圧延は、例えば、７０％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、積み付け焼鈍後の結晶粒を微細化するのに必要な歪エネルギーを蓄積することができる。そのため、積み付け焼鈍後の耐力（つまり、ブランク及びサブストレートの耐力）に優れたものとすることができる。また、７０％以上の冷間圧延率で行うと、積み付け焼鈍後の結晶粒を微細化することができるので、めっき面のうねりも低くすることができる。
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７０％以上の冷間圧延率で冷間圧延を行うのが好ましい。なお、ブランクの板厚はこの段階でほぼ決まるので、必要に応じて複数回パスさせて目標板厚とするのがよい。目標板厚としては、例えば、０．８ｍｍや０．７ｍｍなどが挙げられる。また、目標板厚としては、例えば、１．３ｍｍ、１ｍｍ、０．９ｍｍなどが挙げられる。
【００６６】
（ブランクの製造）
ブランクの製造は、前記した冷間圧延を行った板材を必要に応じて調質し、当該板材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ことができる。
【００６７】
（積み付け焼鈍）
積み付け焼鈍は、円盤状の板材（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焼鈍することで行うことができる。一般に、この焼鈍を行ったものをブランクという。
ここで、積み付け焼鈍における２００〜２８０℃の温度域では、結晶粒の回復とＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系金属間化合物の析出が生じる。そのため、この温度域での保持時間が長くなると、圧延平行方向に伸長した加工組織が安定化してしまう。その結果、積み付け焼鈍後の微細且つ等軸な再結晶組織の形成が阻害されてしまい、積み付け焼鈍後の耐力が低下する。この傾向は特に、体積が大きく積み付け焼鈍時に温度が上がり難い３．５インチＨＤＤ用に打ち抜いたブランクに顕著に表れる。これは、２．５インチＨＤＤ用に打ち抜いたブランクには見られない現象である。また、この現象は、Ｍｇ量が多く、冷間圧延時の歪の蓄積が大きく、回復が生じ易く、且つ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系金属間化合物の析出が同じ温度域で生じる高Ｍｇ、高Ｍｎを添加したときに生じる現象である。つまり、Ｍｇ量の低い特許文献２に開示されている発明などでは見られなかった特殊な現象である。
【００６８】
従って、本発明においては、前記した条件で冷間圧延を行い、歪エネルギーを十分に蓄積させ、さらに、積み付け焼鈍における２００〜２８０℃の温度域を５０℃／ｈ以上の速度で昇温することで、回復組織の安定化を防止する。また、積み付け焼鈍の焼鈍温度を、例えば、３００〜４００℃で７時間以内とすると、結晶粒の粗大化を抑制することができる。焼鈍時間は１時間以上とするのが好ましい。なお、焼鈍時間を５時間以下とすると、より確実に結晶粒の粗大化を抑制することができる。他方、積み付け焼鈍の焼鈍温度が３００℃未満であると、表面における平均結晶粒径が２７μｍを超えたり、アスペクト比が１．２を超えたりしてしまい、微小うねりが発生し易くなる。また、積み付け焼鈍の焼鈍温度が３００℃未満であると、回復組織が進んだ粗大な組織になるため耐力が低くなり、耐衝撃性に劣ることとなる。さらに、積み付け焼鈍温度が４００℃を超えたり、焼鈍時間が７時間を超えたりすると、結晶粒が粗大になる。その結果、耐力が低下し、耐衝撃性に劣ることとなる。積み付け焼鈍における２００〜２８０℃の温度域の昇温速度が５０℃／ｈ未満であると、表面における平均結晶粒径が２７μｍを超えたり、アスペクト比が１．２を超えたりしてしまい、微小うねりが発生し易くなる。
【００６９】
積み付け焼鈍終了後に円盤状板材の内周縁及び外周縁の端面に対して所定の端面加工を施すことにより、本発明に係るブランクを製造することができる。
【００７０】
［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、次のようにして製造することができる。
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、本発明に係るサブストレートを製造することができる（なお、当該サブストレートは、グラインドサブストレートと呼称されることもある。）。
このようにして製造された本発明に係るサブストレートの成分組成や金属組織は前記したブランクと同様であるが、鏡面加工を行っているので、ブランクと比較して高い平滑性を具備している。
【００７１】
［磁気ディスク及びその製造方法］
そして、このようにして製造したサブストレートの表面を任意の条件で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で、磁気ディスクを作製することができる。
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。
【００７２】
また、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、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。
【００７３】
なお、前記したように、本発明におけるブランクとサブストレートの違いは、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平均結晶粒径Ｃの測定結果、アスペクト比Ａ／Ｂの算出結果、耐力の測定結果はそのままブランクの測定結果や算出結果とみなすことができる。
【００７４】
［測定方法］
ブランク及びサブストレートの表面における平均結晶粒径Ｃ、平均結晶粒径のアスペクト比Ａ／Ｂ、及び耐力の測定は、次のようにして行うことができる。
【００７５】
（平均結晶粒径Ｃ）
平均結晶粒径Ｃは、例えば、切片法にて求めることができる。具体的には、ブランク又はサブストレートの表面を機械研磨し、電解液にてエッチングし、水洗・乾燥した後に、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影する。そして、この顕微鏡写真に対して、圧延平行方向と圧延直角方向のそれぞれについて１測定ライン長さを０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察するとよい。つまり、圧延平行方向と圧延直角方向のそれぞれについて、全測定ライン長さを（０．９５×１５）ｍｍとし、数えられる結晶粒の個数で割り算をすることにより、圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂと、を得ることができる。そして、得られた平均結晶粒径Ａと平均結晶粒径Ｂの平均を、{（平均結晶粒径Ａ＋平均結晶粒径Ｂ）／２}で計算することにより、平均結晶粒径Ｃを算出することができる。
【００７６】
（アスペクト比Ａ／Ｂ）
アスペクト比Ａ／Ｂは、例えば、前記切片法にて、ブランク又はサブストレートの表面における圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、当該ブランク又はサブストレートの表面における圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂと、を求め、Ａ／Ｂを計算することによって求めることができる。
【００７７】
（耐力）
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又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。
【実施例】
【００７８】
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。
【００７９】
まず、７００℃で材料を溶解し、表１のＮｏ．１〜４３に示す成分組成となるように成分を調整し、鋳塊を鋳造した。
次いで、鋳塊表面の偏析層を除去する面削を行い、５３０〜５６０℃で４時間保持した後、５１０〜５３０℃で０．５〜１２時間保持する均質化熱処理を行った。
均質化熱処理後、直ちに熱間圧延を開始し、所定の冷間圧延率と仕上げ板厚から計算される板厚の熱間圧延板を作製した。なお、熱間圧延は、４９０℃から４１０℃までを１０分以内に終わるようにして行った。
【００８０】
次いで、この熱間圧延板を７０％以上の冷間圧延率で冷間圧延した（なお、Ｎｏ．３４、３５は５０％の冷間圧延率で冷間圧延した）。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、この冷間圧延板を外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍの円環形状に打ち抜き、２０枚ずつ積み付けて加圧焼鈍（積み付け焼鈍）を行った。積み付け焼鈍は、２００〜２８０℃を５０℃／ｈ以上の昇温速度で加熱した後、３００〜４００℃で７時間以内保持することによって行った（なお、Ｎｏ．３６、３７は積み付け焼鈍の昇温速度を３０℃／ｈとし、Ｎｏ．３８、３９、４０は積み付け焼鈍の温度を２９０℃とし、Ｎｏ．４１、４２は積み付け焼鈍の温度を４１０℃とし、Ｎｏ．４３は積み付け焼鈍の温度を４００℃で８時間保持とした）。
【００８１】
その後、積み付け焼鈍を行ったブランクの端面加工を行い、３．５インチＨＤＤ用のブランクを製造した。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．１〜４３に係るサブストレートを製造した。なお、Ｎｏ．２２については熱間圧延中に割れが発生したため、ブランク及びサブストレートを製造することができなかった。
【００８２】
製造したＮｏ．１〜２１、２３〜４３に係るブランク又はサブストレートを用いて、耐力、板表面における平均結晶粒径Ｃ、板表面における圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと板表面における圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂとのアスペクト比Ａ／Ｂ、耐衝撃性、めっき面のうねり、めっき面のピット数を評価した。これらの評価は次のようにして行った。
【００８３】
〔１〕耐力
Ｎｏ．１〜２１、２３〜４３に係るブランクから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（ＭＰａ）を求めた。耐力が１４０ＭＰａ以上であるものを合格とし、１４０ＭＰａ未満のものを不合格とした。
【００８４】
〔２〕平均結晶粒径Ｃ
平均結晶粒径Ｃを測定するため、ブランクの表面を機械研磨し、機械研磨した面を電解液にてエッチングし、水洗・乾燥した後に、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影した。平均結晶粒径Ｃの測定は、この顕微鏡写真から切片法により測定した。つまり、この顕微鏡写真に対して、圧延平行方向と圧延直角方向とのそれぞれについて１測定ライン長さを０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察した。つまり、圧延平行方向と圧延直角方向のそれぞれについて、全測定ライン長さを（０．９５×１５）ｍｍとし、数えられる結晶粒の個数で割り算をすることにより、圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂと、を得た。そして、得られた平均結晶粒径Ａと平均結晶粒径Ｂの平均を、{（平均結晶粒径Ａ＋平均結晶粒径Ｂ）／２}で計算することにより、平均結晶粒径Ｃを算出した。
【００８５】
〔３〕アスペクト比Ａ／Ｂ
板表面における圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、当該板表面における圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂとのアスペクト比Ａ／Ｂは、前記〔２〕で平均結晶粒径Ｃを測定した際に得られた平均結晶粒径Ａ、Ｂを用い、Ａ／Ｂを計算することで求めた。
【００８６】
〔４〕耐衝撃性
耐衝撃性の評価は、鏡面加工して得たサブストレートの表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成してめっきサブストレートを作製し、３．５インチＨＤＤに取り付け、さらに当該３．５インチＨＤＤを試験機に固定して行った。具体的には次のようにして評価した。
【００８７】
まず、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めっき膜を形成させることで、めっきサブストレートを作製した。そして、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成した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）と研磨クロス（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作製した。
【００８８】
次いで、作製しためっきサブストレートを３．５インチＨＤＤに取り付け、当該３．５インチＨＤＤを図１に示すように、振り子式衝撃試験機１０（吉田精機（株）製ＰＳＴ−３００）の振り子１１に固定した。振り子１１への３．５インチＨＤＤの固定は、衝撃がＨＤＤのスピンドルの軸方向に印加されるようにして行った。
そして、３．５インチＨＤＤを振り子１１に固定した状態で３００Ｇの衝撃度を加える前後におけるめっきサブストレートの平坦度の変化を測定した。なお、振り子１１の先端が衝突するパッド１２は作用時間が１ｍｓのものを用い、衝撃波形は正弦半波状とした。
平坦度の測定は、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−１７で測定した。３００Ｇの衝撃度を加えた前後の平坦度の変化量が０．５μｍ以下の場合を「◎」、０．５μｍを超え１μｍ以下の場合を「○」、１μｍを超える場合を「×」とした。耐衝撃性は、◎、○を合格とし、×を不合格とした。
【００８９】
〔５〕めっき面のうねり
前記〔４〕の条件でめっきサブストレートを作製し、ＴＨｏＴ社のＭｏｄｅｌ  ４２２４を用いてマイクロウェービネス（波長が１００〜４００μｍである微小うねり）の振幅を測定し、微小うねりの値が２．５ｎｍ（２５Å）を超える場合を「×」、２．０ｎｍ以上２．５ｎｍ以下（２０Å以上２５Å以下）である場合を「○」、２．０ｎｍ（２０Å）未満である場合を「◎」とした。めっき面のうねりは、◎、○を合格とし、×を不合格とした。
【００９０】
〔６〕めっき面のピット数
前記〔４〕で作製しためっきサブストレートを用いてめっき面のピット数を測定した。めっき面のピット数は、めっきサブストレートの表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍の倍率で５０視野写真撮影し、研磨後のめっき表面に幅１μｍ以上のピットが１個／ｃｍ2以下の場合を「○」、０個／ｃｍ2の場合を「◎」、２個／ｃｍ2以上の場合を「×」とした。めっき面のピット数は、◎、○をめっき膜の平滑性に優れると評価し、×をめっき膜の平滑性に劣ると評価した。
【００９１】
表１に、Ｎｏ．１〜４３に係るサブストレートの成分組成及び前記〔１〕〜〔６〕で測定又は評価した結果を示す。なお、表１中の「−」は、当該元素を添加していないことを示し、下線は、本発明の発明特定事項を満たしていないことを示す。
【００９２】
【表１】
0005815153.tif 000002
【００９３】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜１４に係るサブストレートは、本発明の発明特定事項を満たしていたので、耐衝撃性、めっき面のうねり、めっき面のピット数が良好な結果となった（実施例）。
【００９４】
これに対し、Ｎｏ．１５〜４３に係るサブストレートは、本発明の発明特定事項のうちの少なくとも１つを満たしていなかったので、耐衝撃性、めっき面のうねり、めっき面のピット数が良好でない結果となった（比較例）。なお、めっき面のうねりが高いもの及びめっき面のピット数が多いもののうち少なくとも一方に該当するものは、表面欠陥が多いと評価することができる。
【００９５】
具体的には、Ｎｏ．１５、１６に係るサブストレートは、Ｓｉ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。
【００９６】
Ｎｏ．１７、１８に係るサブストレートは、Ｆｅ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。
【００９７】
Ｎｏ．１９、２０、２１に係るサブストレートは、Ｍｇ量が下限未満であり、耐力が低かったため、耐衝撃性が劣っていた。なお、このＮｏ．１９に係るサブストレートは、特許文献２に記載されている発明の再現品に相当する。
【００９８】
Ｎｏ．２２に係るサブストレートは、Ｍｇ量が上限を超えたため、熱間圧延中に割れが発生した。従って、板を作製することができず、それ以降の評価ができなかった。
【００９９】
Ｎｏ．２３に係るサブストレートは、Ｃｕ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。
【０１００】
Ｎｏ．２４、２５に係るサブストレートは、Ｍｎ量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．２４、２５に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．２４、２５に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。
【０１０１】
Ｎｏ．２６、２７に係るサブストレートは、Ｍｎ量が下限未満であり、耐力が低かったため、耐衝撃性に劣っていた。
【０１０２】
Ｎｏ．２８に係るサブストレートは、Ｃｒ量が上限を超えており、含有するＣｒとＺｒの合計含有量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．２８に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．２８に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。
【０１０３】
Ｎｏ．２９に係るサブストレートは、Ｔｉ量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．２９に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．２９に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。
【０１０４】
Ｎｏ．３０に係るサブストレートは、Ｚｒ量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．３０に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３０に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。
【０１０５】
Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、Ｃｒ量、Ｔｉ量、及びＺｒ量はそれぞれ発明特定事項を満たしていたものの、これらの合計含有量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。
【０１０６】
Ｎｏ．３２、３３に係るサブストレートは、Ｚｎ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。
【０１０７】
Ｎｏ．３４、３５に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径が大きかった。そのため、Ｎｏ．３４、３５に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。
【０１０８】
Ｎｏ．３６、３７に係るサブストレートは、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３６、３７に係るサブストレートは、めっき面のうねりが高かった。なお、このＮｏ．３６に係るサブストレートは、特許文献１に記載されている発明の再現品に相当する。
【０１０９】
Ｎｏ．３８、３９、４０に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３８、３９、４０に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。
【０１１０】
Ｎｏ．４１、４２に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径が大きかった。そのため、Ｎｏ．４１、４２に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。
【０１１１】
Ｎｏ．４３に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径が大きかった。そのため、Ｎｏ．４３に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。
【要約】
【課題】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、且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サブストレートを提供する。
【解決手段】磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、耐力が１４０ＭＰａ以上とした。
【選択図】なし【図１】
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