磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘

摘要

一种磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及一种磁盘，该磁盘用铝合金基板的特征在于，由含有Fe：0.4～3.0mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的铝合金构成，该磁盘的特征在于，在该磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性体层。

权利要求

1.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，

由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，在上述磁盘用铝合金基板的金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长为10mm/mm2以上。

2.如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，其中，上述铝合金还含有从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％、以及Zr：0.01～

1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。

3.如权利要求1或2所述的磁盘用铝合金基板，其中，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。

4.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，

由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％，在上述磁盘用铝合金基板的金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长为10mm/mm2以上，上述铝合金还含有从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％、以及Zr：0.01～

1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％，上述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B及V构成的组中选择的

1种或2种以上，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

5.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，

由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％，在上述磁盘用铝合金基板的金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长为10mm/mm2以上，上述铝合金还含有从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％、以及Zr：0.01～

1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％，上述铝合金Fe固溶量为0.0010mass％以上，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

6.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，

由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％，在上述磁盘用铝合金基板的金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长为10mm/mm2以上，上述铝合金还含有从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％、以及Zr：0.01～

1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，上述铝合金在大气中，以300℃进行3小时的加热后的屈服强度为35MPa以上。

7.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，

由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％，在上述磁盘用铝合金基板的金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长为10mm/mm2以上，上述铝合金还含有从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％、以及Zr：0.01～

1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％，上述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B及V构成的组中选择的

1种或2种以上，

上述铝合金两面由纯Al或Al－Mg系合金构成的皮材包覆而成，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

8.一种磁盘，其特征在于，

在如权利要求1～7的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性体层。

9.一种如权利要求1～6的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包含：铸造工序，用铝合金来铸造铸坯，

热轧工序，对铸坯进行热轧，

冷轧工序，对热轧板进行冷轧，

盘坯冲切工序，将冷轧板冲切为圆环状，

加压退火工序，对冲切后的盘坯进行加压退火，以及切削磨削工序，对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工。

10.如权利要求9所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，在上述铸造工序与上述热轧工序之间，还包含对铸坯进行均质化热处理的均质化热处理工序。

11.如权利要求9或10所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，还包括在上述冷轧前或期间对轧制板进行退火的退火处理工序。

12.一种如权利要求7所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包含：芯材铸造工序，使用铝合金来铸造芯材用铸坯，皮材铸造工序，用纯Al或Al－Mg系合金来铸造皮材用铸坯，皮材工序，对皮材用铸坯进行均质化处理，接着，进行热轧而制成皮材，合成材料工序，将皮材分别与芯材用铸坯的两面接合而制成合成材料，热轧工序，对合成材料进行热轧，

冷轧工序，对热轧板进行冷轧，

盘坯冲切工序，将冷轧板冲切为圆环状，

加压退火工序，对冲切后的坯料进行加压退火，以及切削磨削工序，对加压退火后的盘坯实施切削加工和磨削加工。

13.如权利要求12所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，在上述合成材料工序与上述热轧工序之间，还包括对合成材料进行均质化热处理的均质化热处理工序。

14.如权利要求12或13所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，还包括在冷轧前或期间对轧制板进行退火的退火处理工序。

说明书

磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金

基板的磁盘

技术领域

[0001] 本发明涉及高强度且具有良好的颤振(fluttering)特性的磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘。

背景技术

[0002] 被用于计算机的存储装置的磁盘使用具有良好的镀敷性，并且机械特性及加工性优异的基板来制造。例如，由以JIS5086(含有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、以及Zn：0.25mass％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成)铝合金为基础的基板等制造而成。

[0003] 一般的磁盘的制造通过如下方式进行：首先，制作圆环状铝合金基板，并对该铝合金基板实施镀敷，接着，使磁性体附着于该铝合金基板的表面。

[0004] 例如，利用上述JIS5086合金的铝合金制磁盘通过以下的制造工序来制造。首先，铸造预定化学成分的铝合金材料，并对其铸坯进行热轧，接着，实施冷轧，制作具有作为磁盘所需厚度的轧制材料。对于该轧制材料，优选根据需要在冷轧的期间等实施退火。接着，将该轧制材料冲切为圆环状，为了除去由上述制造工序产生的应变等，将制成圆环状的铝合金板层叠，一边从上下的两面加压一边实施退火，进行使其平坦化的加压退火，制作出圆环状铝合金基板。

[0005] 针对以这种方式制作的圆环状铝合金基板，实施作为前处理的切削加工、磨削加工、脱脂、刻蚀及浸锌处理(Zn置换处理)，接着，作为基底处理，对作为硬质非磁性金属的Ni－P进行无电解镀，并在对该镀层表面实施抛光后，将磁性体溅射于Ni－P无电解镀层表面，从而制造出铝合金制磁盘。

[0006] 可是，近年来，由于多媒体等的需要，对磁盘要求大容量化及高密度化，进一步要求高速化。为了大容量化，被搭载于存储装置的磁盘的片数在増加，随之也要求磁盘的薄壁化。然而，因为当使磁盘用铝合金基板薄壁化时，强度会降低，所以要求铝合金基板的高强度化。

[0007] 此外，随着薄壁化、以及高速化，伴随着刚性的降低以及高速旋转所导致的流体力的増加，激振力会増加，从而易于发生盘颤(disk flutter)。其原因在于，当使磁盘以高速旋转时，在盘间会产生不稳定的气流，因该气流会导致磁盘发生振动(颤振)。这种现象被认为因以下原因而发生：当基板的刚性较低时，磁盘的振动会变大，而磁头无法追随该变化。当颤振发生时，作为读取部的磁头的定位误差会増加。因此，强烈要求减少盘颤。

[0008] 此外，由于磁盘的高密度化，每1比特的磁区域日益被微细化。随着该微细化，容易发生磁头的定位误差的偏离所导致的读取错误，从而强烈要求减少作为磁头的定位误差的主要原因的盘颤。

[0009] 根据这种实际情况，近年来，强烈期望具有高强度且盘颤较小的特性的磁盘用铝合金基板，并进行了研究。例如，提出了一种方案，其将具有与盘相对的板的气流抑制部件安装在硬盘驱动器内。专利文献1提出了一种磁盘装置，该磁盘装置在致动器的上游侧设置有空气扰流器。该空气扰流器会使吹向磁盘上的致动器的空气流变弱，从而降低磁头的紊流振动。此外，空气扰流器会使磁盘上的气流变弱，从而抑制盘颤。此外，在专利文献2中，提出了一种如下的方法：使铝合金板含有较多有助于提高其强度的Mg，从而提高其强度。

[0010] 然而，在专利文献1公开的方法中，因设置的空气扰流器与磁盘用基板的间隔的差异，颤振抑制效果会不同，由于需要部件的高精度，所以导致部件成本的増大。

[0011] 此外，虽然专利文献2所示的使铝合金板含有较多的Mg的方法对于提高强度是有效的，但现状却是：易于发生盘颤，并未得到作为目标的较小的盘颤特性。

[0012] [现有技术文献]

[0013] [专利文献]

[0014] 专利文献1:日本特开2002-313061号公报

[0015] 专利文献2:日本特开2006-241513号公报

发明内容

[0016] [发明要解决的课题]

[0017] 本发明鉴于上述实际情况而完成，其目的在于提供一种高强度且盘的颤振特性优异的磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘。

[0018] [用于解决技术课题的技术手段]

[0019] 即，本发明在方案1中，涉及一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％，且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

[0020] 本发明在方案2中，特征如下：在方案1中，上述铝合金还含有从由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％、以及Zr：0.01～1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。

[0021] 本发明在方案3中，特征如下：在方案1或2中，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。

[0022] 本发明在方案4中，特征如下：在方案1～3的任何一项中，还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。

[0023] 本发明在方案5中，特征如下：在方案1～4的任何一项中，在金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长为10mm/mm2以上。

[0024] 本发明在方案6中，特征如下：在方案1～5的任何一项中，Fe固溶量为0.0010mass％以上。

[0025] 本发明在方案7中，特征如下：在方案1～6的任何一项中，在大气中，以300℃加热3小时后的屈服强度为35MPa以上。

[0026] 本发明在方案8中，特征如下：在方案1～7的任何一项中，两面由纯Al或Al－Mg系合金构成的皮材包覆。

[0027] 本发明在方案9中，提供一种磁盘，其特征在于，在如权利要求1～8的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性体层。

[0028] 本发明在方案10中，提供一种如权利要求1～7的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包含：铸造工序，用铝合金来铸造铸坯；热轧工序，对铸坯进行热轧；冷轧工序，对热轧板进行冷轧；盘坯冲切工序，将冷轧板冲切为圆环状；加压退火工序，对冲切后的盘坯进行加压退火；以及切削磨削工序，对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工。

[0029] 本发明在方案11中，特征如下：在方案10中，在上述铸造工序与上述热轧工序之间，还包含对铸坯进行均质化热处理的均质化热处理工序。

[0030] 本发明在方案12中，特征如下：在方案10或11中，在上述冷轧前或期间，还包含对轧制板进行退火的退火处理工序。

[0031] 本发明在方案13中，提供一种如权利要求8所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包含：芯材铸造工序，用铝合金来铸造芯材用铸坯；皮材铸造工序，用纯Al或Al－Mg系合金来铸造皮材用铸坯；皮材工序，对皮材用铸坯进行均质化处理，接着，对其进行热轧以制成皮材；合成材料工序，将皮材分别与芯材用铸坯的两面结合，从而制成合成材料；热轧工序，对合成材料进行热轧；冷轧工序，对热轧板进行冷轧；盘坯冲切工序，将冷轧板冲切为圆环状；加压退火工序，对冲切后的盘坯进行加压退火；以及切削磨削工序，对加压退火后的坯料实施切削加工和磨削加工。

[0032] 本发明在方案14中，特征如下：在方案13中，在上述合成材料工序与上述热轧工序之间，还包含对合成材料进行均质化热处理的均质化热处理工序。

[0033] 本发明在方案15中，特征如下：在方案13或14中，在冷轧前或期间，还包含对轧制板进行退火的退火处理工序。

[0034] 发明效果

[0035] 根据本发明，能够提供一种高强度且盘的颤振特性优异的磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘。

附图说明

[0036] 图1是表示本发明涉及的使用裸材料的磁盘用铝合金基板的制造方法的流程图。

[0037] 图2是表示本发明涉及的使用包覆材料的磁盘用铝合金基板的制造方法的流程图。

具体实施方式

[0038] 本发明人们着眼于基板的强度及颤振特性与基板的材料的关系，并针对这些特性与基板(磁盘材料)的特性的关系而进行了深入调查研究。结果，发现Fe含量和Fe固溶量会对强度造成较大影响。此外，还发现铝合金基板的Fe含量和金属组织中的第二相粒子的周长会对在空气中或氦气中测定的磁盘的颤振特性造成较大影响。结果，本发明人们发现：在Fe含量处于0.4～3.0mass％(以下，简记为“％”)的范围内的磁盘用铝合金基板中，强度和颤振特性会提高。基于这些发现，本发明人们得以完成了本发明。

[0039] 以下，针对本发明的磁盘用铝合金基板进行详细说明。

[0040] 另外，磁盘用铝合金基板被用作单层的裸材料或3层的包覆材料。在将与包覆材料不同的2个以上的合金板冶金接合而成的合金板中，在此，将3层包覆材料的中间材料作为芯材，将处于芯材的两面的材料作为皮材。此外，在本发明中，只要没有特别说明，铝合金基板包括裸材料与包覆材料两者。

[0041] 1.合金组成

[0042] 以下，针对构成本发明的Al－Fe系磁盘用铝合金基板的裸材料及包覆材料的芯材中的铝合金成分及其含量进行说明。

[0043] Fe：

[0044] Fe为必需元素，主要作为第二相粒子(Al－Fe系金属间化合物等)，一部分固溶于基体而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量被迅速吸收，从而会得到极为良好的颤振特性。当铝合金中的Fe含量小于0.4％时，不能得到充分的强度和颤振特性。另一方面，当Fe含量超过3.0％时，会生成许多粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒。在裸材料中，这种粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时，会脱落而产生较大凹陷，从而使镀层表面的平滑性的降低以及发生镀层剥离。在为包覆材料的芯材的情况下，在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时，基板侧面的粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒会脱落而产生较大凹陷，从而会在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离。此外，也会发生轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Fe含量设为0.4～3.0％的范围。Fe含量优选为0.6～2.0％，更优选为0.8～1.8％的范围。

[0045] 也可以是，为了进一步提高磁盘用铝合金基板的强度和颤振特性，作为第1选择性元素，使其进一步含有从由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％构成的组中选择的1种或2种以上。此外，也可以是，作为第2选择性元素，使其进一步含有Zn：0.005～1.000％。进而，也可以是，作为第3选择性元素，使其进一步含有从由合计含量为0.005～0.500％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。以下，针对这些选择元素进行说明。

[0046] Mn：

[0047] Mn主要作为第二相粒子(Al－Mn系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量会被迅速吸收，从而会得到极其良好的颤振特性。通过使铝合金中的Mn含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Mn含量为3.0％以下，从而会抑制粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Mn含量设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。

[0048] Si：

[0049] Si主要作为第二相粒子(Si颗粒等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量会被迅速吸收，从而会得到极其良好的颤振特性。通过使铝合金中的Si含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Si含量为0.4％以下，从而会抑制粗大的Si颗粒大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Si颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Si颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Si含量设为0.1～0.4％的范围，更优选的是，设为0.1～0.3％的范围。

[0050] Ni：

[0051] Ni主要作为第二相粒子(Al－Ni系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量会被迅速吸收，从而会得到极其良好的颤振特性。通过使铝合金中的Ni含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Ni含量为3.0％以下，从而会抑制粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Ni含量设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。

[0052] Cu：

[0053] Cu主要作为第二相粒子(Al－Cu系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。此外，会减少浸锌处理时的Al溶解量。进而，使浸锌被膜均匀、较薄、致密地附着，发挥提高下个工序即镀敷工序中的平滑性的效果。通过使铝合金中的Cu含量为0.005％以上，从而能够进一步提高铝合金基板的强度和提高颤振特性的效果及提高平滑性的效果。此外，通过使铝合金中的Cu含量为1.000％以下，从而会抑制粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒的大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步提高使镀层表面的平滑性提高的效果，此外，能够进一步抑制镀层剥离的发生。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Cu含量设为0.005～1.000％的范围，更优选的是，设为0.005～0.400％的范围。

[0054] Mg：

[0055] Mg主要作为第二相粒子(Mg－Si系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。通过使铝合金中的Mg含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Mg含量为6.0％以下，从而会抑制粗大的Mg－Si系金属间化合物颗粒的大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Mg－Si系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Mg－Si系金属间化合物颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Mg含量设为0.1～6.0％的范围，更优选的是，设为0.3％以上且小于1.0％的范围。

[0056] Cr：

[0057] Cr主要作为第二相粒子(Al－Cr系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。通过使铝合金中的Cr含量为0.01％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Cr含量为1.00％以下，从而会抑制粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒的大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Cr含量设为0.01～1.00％的范围，更优选的是，设为0.1～
0.5％的范围。

[0058] Zr：

[0059] Zr主要作为第二相粒子(Al－Zr系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。通过使铝合金中的Zr含量为0.01％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Zr含量为1.00％以下，从而会抑制粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒的大量生成。在裸材料中，能够抑制这种粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Zr含量设为0.01～1.00％的范围，更优选的是，设为0.1～
0.5％的范围。

[0060] Zn：

[0061] Zn发挥如下的效果：减少浸锌处理时的Al溶解量，使浸锌被膜均匀、较薄、致密地附着，并提高下个工序即镀敷工序中的平滑性及密接性。此外，与其他添加元素形成第二相粒子，发挥提高颤振特性的效果。通过使铝合金中的Zn含量为0.005％以上，使浸锌处理时的Al溶解量减少，使浸锌被膜均匀、较薄、致密地附着，从而能够进一步提高使镀敷的平滑性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Zn含量为1.000％以下，从而在裸材料中，浸锌被膜会变得均匀而能够进一步抑制镀层表面的平滑性降低，并能够进一步抑制镀层剥离的发生。在为包覆材料的情况下，基板侧面的浸锌被膜会变得均匀，从而能够抑制镀敷密接性的降低，并更进一步地抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Zn含量设为0.005～1.000％的范围，更优选的是，设为0.100～0.700％的范围。

[0062] Ti、B、V：

[0063] Ti、B及V在铸造时的凝固过程中，会形成第二相粒子(TiB2等硼化物、或是Al3Ti或Ti－V－B颗粒等)，因为他们会成为晶粒核，所以能够使晶粒微细化。结果，镀敷性得到改善。此外，由于晶粒会微细化，能够减小第二相粒子的尺寸的不均匀性，发挥减低铝合金基板中的强度和颤振特性的波动的效果。但是，当Ti、B及V的合计含量小于0.005％时，不会得到上述效果。另一方面，即使Ti、B及V的合计含量超过0.500％，其效果也会饱和，不会得到进一步的显著的改善效果。因此，优选在添加有Ti、B及V的情况下的Ti、B及V的合计含量设为0.005～0.500％的范围，更优选的是，设为0.005～0.100％的范围。另外，所谓合计量，在仅含有Ti、B及V中的任意1种的情况下，是指这1种的量，在含有任意2种的情况下，是指这2种的合计量，在含有全部3种的情况下，是指这3种的合计量。

[0064] 其他元素：

[0065] 此外，本发明中使用的铝合金的剩余部分由Al以及不可避免的杂质构成。在此，作为不可避免的杂质，可举出Ga、Sn等，只要分别小于0.1％，且合计小于0.2％，就不会损害作为在本发明中得到的铝合金基板的特性。

[0066] 2.第二相粒子的分布状态和周长

[0067] 接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板中的包覆材料的芯材及裸材料中的第二相粒子的分布状态进行说明。

[0068] 在本发明的磁盘用铝合金基板中，在金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的存在密度优选为100～50000个/mm2，更优选为1000～50000个/mm2。

[0069] 在此，所谓第二相粒子，意味着析出物或结晶物，具体而言，是指Al－Fe系金属间化合物(Al3Fe、Al6Fe、Al6(Fe、Mn)、Al－Fe－Si、Al－Fe－Mn－Si、Al－Fe－Ni、Al－Cu－Fe等)、Al－Mn系金属间化合物(Al6Mn、Al－Mn－Si)、Si颗粒、Al－Ni系金属间化合物(Al3Ni等)、Al－Cu系金属间化合物(Al2Cu等)、Mg－Si系金属间化合物(Mg2Si等)、Al－Cr系金属间化合物(Al7Cr等)、以及Al－Zr系金属间化合物(Al3Zr等)等颗粒。

[0070] 在本发明的磁盘用铝合金基板中，在金属组织中，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长优选为10mm/mm2以上。在该周长为10mm/mm2以上时，具有进一步提高铝合金基板的颤振特性，即，使颤振最大位移变小的效果。可以认为，颤振特性的提高是由第二相粒子的表面积的増加而带来的。这被认为是因气流而产生的振动在于盘中传播的过程中，在铝合金基体与第二相粒子的界面被吸收而衰减之故。此外，可以认为，颤振最大位移与分散在铝合金基体中的第二相粒子的表面积成比例，并可以认为是与第二相粒子的周长的平方成比例。

[0071] 在存在于铝合金基板的金属组织中的第二相粒子的最长直径小于3μm的情况下，因为在铝合金基体与第二相粒子的界面被吸收的振动能量较小，所以提高颤振特性的效果会变小。因此，存在于铝合金基板的金属组织中的第二相粒子的最长直径优选3μm以上的范围。此外，关于第二相粒子的最长直径，从与颤振特性的平衡出发，更优选的是5μm以上的范围。另外，虽然最长直径的上限并不被特别限定，但是当第二相粒子的最长直径变长时，轧制工序中的加工性会逐渐降低，当最长直径超过100μm时，则轧制会变得困难，铝合金基板制造可能变得困难。因此，优选的是，第二相粒子的最长直径的上限为100μm。

[0072] 在存在于铝合金基板的金属组织中的具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长小于10mm/mm2的情况下，因为由铝合金基体与第二相粒子的界面吸收的振动能量较小，所以提高颤振特性的效果会变小。因此，存在于铝合金基板的金属组织中的第二相粒子的2
周长优选10mm/mm以上的范围。此外，关于第二相粒子的周长，从与颤振特性的平衡出发，更优选20mm/mm2以上的范围，进一步优选的是，30mm/mm2以上的范围。另外，虽然周长的上限并不被特别地限定，但是当第二相粒子的周长变长时，轧制工序中的加工性会逐渐降低，当周长超过800mm/mm2时，则轧制会变得困难，铝合金板制造可能变得困难。因此，第二相粒子
2
的周长的上限优选800mm/mm 。如此，通过将具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长设为10mm/mm2以上的范围，从而能够在为裸材料的情况下，抑制在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时，第二相粒子脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，在为包覆材料的芯材的情况下，能够抑制在刻蚀时、浸锌处理时、以及切削加工时，基板侧面的粗大的第二相粒子脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。

[0073] 另外，在本发明中，所谓最长直径，是指在由光学显微镜观测的第二相粒子的平面图像中，首先，测量轮廓线上的一点与轮廓线上的其他点的距离的最大值，接着，针对轮廓线上的所有的点来测量该最大值，最后，从所有这些最大值中选择的最大的值。此外，所谓周长，表示由光学显微镜拍摄到的第二相粒子的像的外周的长度。

[0074] 3.颤振特性

[0075] 颤振特性也会因硬盘驱动器的电动机特性而受到影响。在本发明中，颤振特性在空气中优选为50nm以下，更优选为30nm以下。可判断的是，只要为50nm以下，就可耐受一般的HDD的相关使用。在超过50nm的情况下，读取部即磁头的定位误差会増加。

[0076] 此外，颤振特性在氦气中优选为30nm以下，更优选为20nm以下。如果为30nm以下，则判断为能够耐受更高密度的记录容量的HDD的相关使用。在超过30nm的情况下，读取部即磁头的定位误差会増加。

[0077] 在此，因为根据所使用的硬盘驱动器，所需的颤振特性会不同，所以针对该颤振特性而适当决定第二相粒子的分布状态为好。它们通过以下方式得到：分别对包含以下所述的添加元素的含量、铸造时的冷却速度的铸造方法、以及之后的热处理和加工的热历程及加工经历进行适当调整。

[0078] 在本发明的实施方案中，优选铝合金板的厚度为0.45mm以上。当铝合金板的厚度小于0.45mm时，则基板有可能因安装硬盘驱动器时等发生的下落等所引起的加速力而变形。但是，只要能够通过进一步增加屈服强度来抑制变形，就不限于此。另外，当铝合金板的厚度超过1.30mm时，虽然颤振特性得到改善，但可搭载于硬盘内的盘片数会减少，因此并不优选。因此，铝合金板的厚度更优选为0.45～1.30mm，进一步优选为0.50～1.00mm。

[0079] 另外，能够通过向硬盘内填充氦气来降低流体力。这是因为，氦气气体的密度与空气相比较小，约为其1/8。通过使气体的流体力变小，可降低伴随硬盘的旋转的气体流动所产生的颤振。

[0080] 4.Fe固溶量

[0081] 接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板中的包覆材料的芯材及裸材料中的Fe固溶量进行说明。

[0082] 在本发明的磁盘用铝合金基板中，Fe固溶量优选为0.0010％以上。在该情况下，通过固溶强化能够发挥使铝合金基板的强度进一步地提高的效果。当铝合金基板的屈服强度较低时，会存在因在搬运时或安装时等施加外力而导致变形的风险。因此，优选的是，铝合金基板的Fe固溶量设为0.0010％以上，更优选为0.0030％以上。另外，虽然Fe固溶量的上限并不被特别限定，但是当Fe固溶量变多时，会存在颤振特性降低的可能。因此，Fe固溶量的上限优选0.04％左右。

[0083] 5.屈服强度

[0084] 接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板的屈服强度进行说明。

[0085] 在本发明的磁盘用铝合金基板中，在大气中，以300℃加热3小时后的屈服强度优选为35MPa以上。在该情况下，能够发挥更进一步地抑制制造磁盘时的基板的变形的效果。当铝合金基板的屈服强度较低时，会存在因在搬运时或安装时等施加外力而变形的风险。
因此，在大气中的以300℃加热3小时后的铝合金基板的屈服强度优选为35MPa以上，更优选为45MPa以上。另外，因为在从磁盘用基板的制作(图1的步骤S108或图2的步骤S208)起到磁性体的附着(图1的步骤S111或图2的步骤S211)为止的工序中进行的加热处理最高为300℃左右，所以规定了以300℃加热时的屈服强度。另外，上述屈服强度的上限没有特别限定，而是根据合金组成或制造条件来自然而然地决定，在本发明中，为180MPa左右。

[0086] 6.皮材的组成

[0087] 接着，针对构成本发明的磁盘用铝合金基板的包覆材料的皮材的合金组成及其含量进行说明。

[0088] 在本发明的铝合金基板中，即使仅使用裸材料，也能够得到镀层表面的优异的平滑性。然而，能够通过在芯材的两面设置第二相粒子少的皮材来制作包覆材料，从而能够使镀层表面变得更为平滑。

[0089] 在本发明的铝合金基板中，作为皮材，优选使用纯Al或Al－Mg系合金。纯Al及Al－Mg系合金与其他合金相比，较为粗大的第二相粒子较少，镀敷性优异。

[0090] 优选的是，本发明的铝合金基板中使用的纯Al的皮材含有Cu：0.005～0.600％、Zn：0.005～0.600％、Si：0.001～0.300％、Fe：0.001～0.300％、Mg：0.001～1.000％、Cr：0.300％以下及Mn：0.300％以下，且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。例如，可举出JISA1000系的Al等。

[0091] 优选的是，本发明的铝合金基板中使用的Al－Mg系合金的皮材含有Mg：1.0～8.0％，并进一步含有从由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Mn：0.300％以下构成的组中选择的1种或2种以上，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

[0092] 7.磁盘用铝合金基板的制造方法

[0093] 以下，详细说明本发明的磁盘用铝合金基板的制造工序的各工序及工艺条件。

[0094] 按照图1的流程，对使用铝合金基板的裸材料的磁盘的制造方法进行说明。在此，铝合金成分的调制(步骤S101)～冷轧(步骤S105)为制造铝合金基板的工序，盘坯的制作(步骤S106)～磁性体的附着(步骤S111)为将被制造出来的铝合金板制成磁盘的工序。首先，对制造裸材料的磁盘用铝合金基板的工序进行说明。

[0095] 首先，通过按照常规方法来将具有上述成分组成的铝合金材料的熔液加热熔融，从而对其进行调制(步骤S101)。接着，通过半连续铸造(DC铸造)法或连续铸造(CC铸造)法等，基于被调制好的铝合金材料的熔液来铸造铝合金(步骤S102)。在此，DC铸造法和CC铸造法如下所示。

[0096] 在DC铸造法中，通过喷管注入的熔液由底部块体、被水冷后的模具壁、以及被直接喷出到铸坯(铸块)的外周部的冷却水夺去热量，从而发生凝固，并作为铸坯而被拉出到下方。

[0097] 在CC铸造法中，将熔液通过铸造喷嘴供给到一对辊(或者带脚轮、块脚轮)之间，并利用从辊散发的热来直接铸造薄板。

[0098] DC铸造法与CC铸造法的较大区别在于铸造时的冷却速度。在冷却速度较大的CC铸造法中，第二相粒子的尺寸与DC铸造相比较小为其特征。在两种铸造方法中，铸造时的冷却速度优选为0.1～1000℃/s的范围。通过将铸造时的冷却速度设为0.1～1000℃/s，从而Fe固溶量会变多，能够得到提高强度的效果。此外，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子会大量生成，第二相粒子的周长会变长，从而能够得到提高颤振特性的效果。当铸造时的冷却速度小于0.1℃/s时，Fe固溶量会变少，强度有可能降低。此外，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长有可能超过800mm/mm2，在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时，第二相粒子脱落而产生较大的凹陷，存在镀层表面的平滑性降低并发生镀层剥离的情况。另一方面，当铸造时的冷却速度超过1000℃/s时，则具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长有可能小于10mm/mm2，存在得不到足够的颤振特性的情况。

[0099] 接着，根据需要，实施被铸造出来的铝合金的均质化处理(步骤S103)。关于均质化处理，(1)在以500℃以上进行了0.5小时以上的第1阶段加热处理后，在400℃以上且小于500℃的温度范围内，以15℃/小时以上的速度进行冷却，然后，在冷却到200℃以下之后，根据需要，进行表面切削，进而，优选以400℃以上进行20小时以下的第2阶段加热处理，或者，(2)优选以500℃以上进行1次0.5小时以上的加热处理。

[0100] (1)因为Al－Fe系金属间化合物的析出在450℃左右的温度区域最易发生，所以在均质化处理中，在以500℃以上进行了0.5小时以上的第1阶段加热处理后，在400℃以上且小于500℃的温度范围内以15℃/小时以上的速度进行冷却，然后，在冷却到200℃以下后，根据需要来进行表面切削，进而，以400℃以上进行20小时以下的第2阶段加热处理，并以预定的条件来进行其后的热轧，由此，会抑制Fe固溶量的降低，且具有3μm以上的最长直径的第二相粒子会大量生成，第二相粒子的周长会变长，从而能够得到提高强度和颤振特性的效果。

[0101] 在第1阶段均质化处理时的加热温度或时间小于500℃或小于0.5小时的情况下，Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。虽然第1阶段均质化处理时的加热温度的上限并不被特别限定，但是当超过650℃时，则有可能发生熔融，因此上限优选设为650℃。此外，虽然第1阶段均质化处理时的加热时间的上限没有被特别限定，但是即使超过24小时进行加热，效果也会饱和，无法得到更显著的改善效果。因此，加热时间的上限优选设为24小时。

[0102] 接着，在400℃以上且小于500℃的温度范围内的冷却速度小于15℃/小时的情况下，Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。此外，当第2阶段均质化处理时的加热温度小于400℃时，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长有可能小于10mm/mm2，存在无法得到足够的颤振特性的情况。进而，在第2阶段均质化处理时的加热时间超过20小时的情况下，Fe固溶量可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。

[0103] (2)在均质化处理中，仅进行1次500℃以上0.5小时以上的加热处理，并以预定的条件来进行随后的热轧，从而抑制Fe固溶量的降低，且具有3μm以上的最长直径的第二相粒子会大量生成，第二相粒子的周长会变长，能够得到提高强度和颤振特性的效果。当均质化处理时的加热温度或时间小于500℃或小于0.5小时时，则Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。另外，虽然均质化处理时的加热温度的上限没有特别限定，但是当超过650℃时，可能会发生熔融，因此上限优选设为650℃。

[0104] 接着，对实施了均质化处理的铝合金进行热轧而将其制成板材(步骤S104)。当进行热轧时，(1)在进行均质化处理的情况下，将热轧开始温度设为300～550℃，优选在390℃以上且小于500℃的温度范围内的热轧30分钟以下，热轧终止温度为小于390℃。在热轧中，因为导入应变，所以金属间化合物为易析出的状态，在390℃以上且小于500℃的温度范围内，因为短时间内Al－Fe系金属间化合物会较多地析出，所以通过将该温度范围内的热轧的时间设为30分钟以下，能够得到抑制Fe固溶量的降低、提高强度和颤振特性的效果。

[0105] 在390℃以上且小于500℃的温度范围内的热轧的时间超过30分钟的情况下，Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。因此，优选在390℃以上且小于500℃的温度范围内的热轧的时间设为30分钟以下，更优选为20分钟以下。此外，在热轧终止温度为390℃以上的情况下，因为是在热轧中导入的应变残存了一部分的状态，即使在短时间内Al－Fe系金属间化合物也会较多地析出，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况，所以，热轧终止温度优选设为小于390℃，更优选设为300℃以下。虽然热轧终止温度的下限并未被特别地限定，但是当终止温度过低时，则因热轧中的延展性不足而易于导致发生边缘裂纹等不良情况，所以下限优选设为100℃。

[0106] 另一方面，(2)在未进行均质化处理的情况下，优选将热轧开始温度设为小于390℃。因为铸造后的铝合金铸坯中，Fe固溶量较高，Al－Fe系金属间化合物也会作为结晶物而大量存在，所以能够通过避开Al－Fe系金属间化合物易析出的450℃左右的温度区域(在热轧的情况下，为390℃以上且小于500℃)，并将热轧开始温度设为小于390℃，从而得到抑制Fe固溶量的降低、提高强度和颤振特性的效果。在热轧开始温度为390℃以上的情况下，Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。因此，热轧开始温度优选设为小于390℃，更优选设为小于350℃。另外，虽然热轧终止温度的下限并不被特别地限定，但是当终止温度过低时，则由于热轧中的延展性不足而易于导致产生边缘裂纹等不良情况，所以下限优选设为100℃。

[0107] 接着，对热轧后的板材进行冷轧，从而将其制成1.3mm～0.45mm左右的铝合金板(步骤S105)。在热轧结束后，通过冷轧，将其加工成所需要的产品板厚。冷轧的条件并不被特别地限定，根据需要的产品板强度或板厚来确定即可，优选轧制率设为10～95％。在冷轧前或冷轧期间，为了确保冷轧加工性也可以实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如当为间歇式的加热时，优选以200℃以上且小于390℃、0.1～10小时的条件来进行，如果是连续式的加热时，优选仅在进行了均质化处理的情况下，在390℃以上且小于500℃下保持0～60秒的条件来进行。在此，在连续式中，处理时间为0秒是指在到达处理温度后，立即停止加热。

[0108] 为了将铝合金板作为磁盘用进行加工，将铝合金板冲切成圆环状，制作盘坯(步骤S106)。接着，将盘坯在大气中，例如以100～450℃进行30分钟以上的加压退火，制作平坦化的坯料(步骤S107)。接着，对坯料实施切削加工、磨削加工，制作铝合金基板(步骤S108)。接着，对铝合金基板表面实施脱脂、刻蚀、以及浸锌处理(Zn置换处理)(步骤S109)。接着，作为基底处理，对浸锌处理过的处理表面实施Ni－P镀敷处理(步骤S110)。最后，通过溅射使磁性体而附着在Ni－P镀敷处理面，制成磁盘(步骤S111)。

[0109] 接着，按照图2的流程，说明使用包覆材料的磁盘用铝合金基板的磁盘的制造方法。在此，铝合金的调制(步骤S201)～冷轧(步骤S205)为制造铝合金基板的工序，盘坯的制作(步骤S206)～磁性体的附着(步骤S211)为将被制造出来的铝合金基板制成磁盘的工序。

[0110] 首先，针对芯材、皮材，通过按照常规方法来将具有上述成分组成的铝合金材料的熔液加热熔融，从而进行调制(步骤S201)。接着，通过半连续铸造(DC铸造)法或连续铸造(CC铸造)法等，基于被配制为所期望的组成的铝合金材料的熔液来铸造铝合金(步骤S202－1)。

[0111] 在两种铸造方法中，为了得到所期望的Fe固溶量和第二相粒子的分布，铸造芯材时的冷却速度优选设为0.1～1000℃/s的范围。

[0112] 通过将铸造芯材时的冷却速度设为0.1～1000℃/s，从而Fe固溶量会变多，并能够得到提高强度的效果。此外，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子会在芯材中大量生成，第二相粒子的周长会变长，并能够得到提高颤振特性的效果。当铸造芯材时的冷却速度小于0.1℃/s时，Fe固溶量会变少，强度有可能降低。此外，具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长有可能超过800mm/mm2，并会存在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时，基板侧面的粗大的第二相粒子脱落而产生较大的凹陷，且在基板侧面的芯材与皮材的边界部发生镀层剥离的情况。另一方面，当铸造时的冷却速度超过1000℃/s时，则具有3μm以上的最长直径的第二相粒子的周长有可能小于10mm/mm2，并会存在得不到足够的颤振特性的情况。

[0113] 接着，进行皮材用铸坯的均质化处理，并进行对其进行热轧而将其制成所期望的皮材的工序、以及对芯材用铸坯进行表面切削，将其制成所期望的板厚的芯材，并将皮材与芯材的两面结合以制成合成材料的工序(步骤S202－2)。

[0114] 在利用轧制压接法来制造包覆材料的磁盘用铝合金基板的情况下，当进行表面切削或切削等机械去除、或是碱洗等化学去除来预先除去芯材和皮材表面的氧化被膜时，能够良好的进行后面的芯材与皮材的压接(步骤S202－2)。

[0115] 皮材是对由DC铸造法或CC铸造法等制得的铸坯进行表面切削，并对其进行热轧而制成预定尺寸的板材。虽然在热轧前实施均质化处理与否均可，但是在实施的情况下，优选以350～550℃、1个小时以上等条件来进行。当进行用于将皮材制成所期望的厚度的热轧时，该条件并不被特别地限定，优选将热轧开始温度设为350～500℃，将热轧终止温度设为260～390℃。此外，为了使皮材达到所期望的厚度，通过用硝酸或苛性钠等来冲洗热轧后的坯板，从而除去在该热轧工序中生成的氧化被膜，从而能够良好地进行与芯材的压接(步骤S202－1、S202－2)。

[0116] 虽然在本发明中，在包覆芯材和皮材时，皮材的包覆率(单面皮材厚度相对于包覆材料整体厚度的比例)并不被特别地限定，根据需要的产品板强度、平坦度、磨削量来适当确定，优选设为3～30％，更优选设为5～20％。例如，当通过热轧来制成板厚15mm左右的皮材，对芯材用铸坯进行表面切削，制成板厚270mm左右的芯材，并将皮材与芯材的两面结合而制成合成材料。

[0117] 接着，根据需要，实施被铸造出来的铝合金的均质化处理(步骤S203)。关于均质化处理，(1)在以500℃以上进行了0.5小时以上的第1阶段加热处理后，在400℃以上且小于500℃的温度范围内，以15℃/时间以上的速度进行冷却，然后，在冷却到200℃以下之后，根据需要，进行表面切削，进而，优选以400℃以上进行20小时以下的第2阶段加热处理，或者，(2)优选在500℃以上进行1次0.5小时以上的加热处理。

[0118] 另外，在上述说明中，在进行第2阶段均质化处理的情况下，在第1阶段的芯材的均质化处理结束后，根据需要，进行芯材的表面切削，并将皮材与芯材的两面结合而制成合成材料，并对其实施第2阶段均质化处理。在仅进行1次均质化处理的情况下，在均质化处理前，根据需要来进行芯材的表面切削，并将皮材与芯材的两面结合来制成合成材料，仅进行一次均质化处理。此外，在不进行均质化处理的情况下，在热轧前，根据需要来进行芯材的表面切削，并将皮材与芯材的两面结合来制成合成材料。

[0119] (1)因为450℃左右的温度区域最易发生芯材的Al－Fe系金属间化合物的析出，所以在均质化处理中，在以500℃以上进行了0.5小时以上的第1阶段加热处理后，在400℃以上且小于500℃的温度范围内以15℃/小时以上的速度进行冷却，然后，在冷却到200℃以下后，根据需要来进行表面切削，进而，以400℃以上进行20小时以下的第2阶段加热处理，并以预定的条件来进行之后的热轧，由此，抑制芯材的Fe固溶量的降低，且具有3μm以上的最长直径的第二相粒子会大量生成，第二相粒子的周长会变长，从而能够得到提高强度和颤振特性的效果。

[0120] 在第1阶段均质化处理时的加热温度或时间小于500℃或小于0.5小时的情况下，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。虽然第1阶段均质化处理时的加热温度的上限并没有被特别限定，但是当超过650℃时，有可能发生熔融，所以上限优选设为650℃。此外，虽然第1阶段均质化处理时的加热时间的上限并没有被特别限定，但是即使超过24小时进行加热，效果也会饱和，无法得到更显著的改善效果。因此，加热时间的上限优选设为24小时。

[0121] 接着，在400℃以上且小于500℃的温度范围内的冷却速度小于15℃/小时的情况下，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。此外，当第2阶段均质化处理时的加热温度小于400℃时，芯材中的具有3μm以上的最长直径的第二2
相粒子的周长有可能小于10mm/mm ，存在无法得到足够的颤振特性的情况。进而，在第2阶段均质化处理时的加热时间超过20小时的情况下，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。

[0122] (2)在均质化处理中，仅进行1次500℃以上、0.5小时以上的加热处理，并以预定的条件来进行随后的热轧，从而抑制芯材的Fe固溶量的降低，且具有3μm以上的最长直径的第二相粒子会大量生成，第二相粒子的周长会变长，能够得到提高强度和颤振特性的效果。当均质化处理时的加热温度或时间小于500℃或小于0.5小时时，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。另外，虽然均质化处理时的加热温度的上限并没有被特别限定，但是当超过650℃时，则可能会发生熔融，因此上限优选设为650℃。

[0123] 在对芯材与皮材的合成材料进行均质化处理时，需要极力抑制芯材与皮材的界面的氧化被膜的生成。为此，在对具有易生成氧化被膜的组成的铝合金进行均质化处理的情况下，例如优选在氮气或氩气等惰性气体、一氧化碳等还原性气体、以及真空等减压气体等非氧化性环境中进行。

[0124] 接着，对实施了均质化处理的铝合金进行热轧以将其制成板材(步骤S204)。通过进行热轧，芯材和皮材被包覆。当进行热轧时，(1)在进行均质化处理的情况下，将热轧开始温度设为300～550℃，优选在390℃以上且小于500℃的温度范围内的热轧设为30分钟以下，热轧终止温度设为小于390℃。在热轧中，因为导入应变，所以金属间化合物为易析出的状态，在390℃以上且小于500℃的温度范围内，由于短时间内Al－Fe系金属间化合物会较多地析出，所以通过将该温度范围内的热轧的时间设为30分钟以下，能够得到抑制芯材的Fe固溶量的降低、提高强度和颤振特性的效果。

[0125] 在390℃以上且小于500℃的温度范围内的热轧的时间超过30分钟的情况下，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。因此，优选390℃以上且小于500℃的温度范围内的热轧的时间设为30分钟以下，更优选设为20分钟以下。此外，在热轧终止温度为390℃以上的情况下，是在热轧中导入的应变残留一部分的状态，即使在短时间内，Al－Fe系金属间化合物也会较多地析出，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况，因此，热轧终止温度优选设为小于390℃，更优选设为300℃以下。虽然热轧终止温度的下限并未被特别地限定，但是当终止温度过低时，则由于热轧中的延展性不足而容易导致发生边缘裂纹等不良情况，所以下限优选设为
100℃。

[0126] 另一方面，(2)在未进行均质化处理的情况下，优选将热轧开始温度设为小于390℃。在铸造后的芯材的铝合金铸坯中，Fe固溶量较高，Al－Fe系金属间化合物也会作为结晶物而大量存在，所以通过避开Al－Fe系金属间化合物易析出的450℃左右的温度区域(在热轧的情况下，为390℃以上、小于500℃)而将热轧开始温度设为小于390℃，从而能够抑制Fe固溶量的降低，并得到提高强度和颤振特性的效果。在热轧开始温度为390℃以上的情况下，芯材的Fe固溶量有可能小于0.0010％，存在无法得到足够的屈服强度的情况。因此，热轧开始温度优选设为小于390℃，更优选设为小于350℃。另外，虽然热轧终止温度的下限未被特别地限定，但是当终止温度过低时，会因热轧中的延展性不足而导致易于产生边缘裂纹等不良情况，所以优选下限设为100℃。另外，此处的板厚设为3.0mm左右。

[0127] 接着，通过热轧得到的铝合金板被通过冷轧而加工成所期望的产品板厚(步骤S205)。冷轧的条件并未被特别地限定，可以根据需要的产品板强度或板厚来确定，优选轧制率设为10～95％。

[0128] 在冷轧前或冷轧的期间，为了确保冷轧加工性也可以实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如如果是间歇式的加热，则优选以200℃以上且小于390℃、0.1～10小时的条件来进行。另外，此处的板厚优选1.3mm～0.45mm左右的范围。

[0129] 为了将包覆材料的铝合金板作为磁盘用进行加工，优选将包覆材料的铝合金板冲切成圆环状，制作盘坯(步骤S206)。接着，将盘坯在大气中，例如进行100℃以上450℃以下、30分钟以上的加压退火，制作平坦化的坯料，接着，对坯料实施切削加工、磨削加工，制作铝合金基板(步骤S208)。接着，对铝合金基板表面实施脱脂、刻蚀、以及浸锌处理(Zn置换处理)(步骤S209)。接着，作为基底处理，对经浸锌处理后的处理表面实施镀Ni－P处理(步骤S210)。最后，使磁性体通过溅射而附着在镀Ni－P处理面，制成磁盘(步骤S211)。

[0130] 实施例

[0131] 以下，基于实施例，进一步详细说明本发明，但本发明并不被限定于此。

[0132] 1.裸材料的磁盘用铝合金基板

[0133] 首先，针对裸材料的磁盘用铝合金基板的实施例进行说明。按照常规方法来熔解表1～表3所示的成分组成的各合金材料，熔制铝合金熔液(步骤S101)。在表1～3中，“－”表示测定极限值以下。

[0134] [表1]

[0135]

[0136] [表2]

[0137]

[0138] [表3]

[0139]

[0140] 接着，如表4～6所示，合金No.A1～A26、A28～A31、A35～A64、AC1及AC3～AC13通过DC铸造法来铸造铝合金熔液并制作铸坯，合金No.A27、A32～A34、A65及AC2通过CC铸造法来铸造铝合金熔液并制作铸坯(步骤S102)。合金No.A36～A43、A54、A55、A57、A59～A61及AC3的铸坯在两面进行了15mm的表面切削。

[0141] [表4]

[0142]

[0143] [表5]

[0144]

[0145] [表6]

[0146]

[0147] 接着，在表4～表6所示的条件下，实施了均质化处理(步骤S103)。另外，合金No.A40～A43、A54、A55及A65未进行均质化处理。此外，在除了第1阶段以外，也进行第2阶段均质化处理的合金中，合金No.A1～A26、A28～A31、A35、A44～53、A56、A58、A62～A64、AC1、以及AC4～AC13的铸坯在第2阶段均质化处理前，在两面进行了15mm的表面切削。另外，在进行第2阶段均质化处理的情况下，将到加热温度为止的升温速度设为40℃/h。接着，在表4～表6所示的条件下，进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧板(步骤S104)。此外，合金No.A36～39、A57、A59～61仅通过上述一次加热处理来进行了均质化处理。

[0148] 另外，在进行均质化处理的情况下，从最终加热温度到热轧开始温度的降温速度设为30℃/h。在热轧后，No.A1、A3、A5及AC1的合金的热轧板以360℃、2小时的条件来进行了退火(间歇式)。通过这种方式制作的所有热轧板都通过冷轧(轧制率60.0％)而轧制到最终板厚即0.8mm，制成铝合金板(步骤S105)。将该铝合金板冲切成外径96mm、内径24mm的圆环状，制作成盘坯(步骤S106)。

[0149] 对通过这种方式制作的盘坯以300℃实施3小时的加压退火(步骤S107)。进行端面加工，使得其外径为95mm、内径为25mm，并进行磨削加工(表面磨削10μm)(步骤S108)。然后，利用AD－68F(商品名，上村工业制)，以60℃进行5分钟的脱脂后，利用AD－107F(商品名，上村工业制)，以65℃进行1分钟的刻蚀，进而在30％HNO3水溶液(室温)中进行20秒的剥黑膜(步骤S109)。

[0150] 在通过这种方式调整了表面状态后，将盘坯浸渍在AD－301F－3X(商品名，上村工业制)的20℃的浸锌处理液中0.5分钟，从而对表面实施浸锌处理(步骤S109)。另外，浸锌处理总计进行两次，在浸锌处理之间，将盘坯浸渍在室温的30％HNO3水溶液中20秒，从而对表面进行剥离处理。在利用无电解镀Ni－P处理液(NIMUDEN HDX(商品名，上村工业制))来在经浸锌处理的表面无电解镀敷17μm厚度的Ni－P后，利用毛布来进行加工研磨(研磨量4μm))(步骤S110)。

[0151] 针对铸造(步骤S102)工序后的铝合金铸坯、冷轧(步骤S105)后的铝合金板、磨削加工(步骤S108)工序后的铝合金基板、以及镀敷处理研磨(步骤S110)工序后的铝合金基板，进行了以下的评价。另外，针对各样品，对2张盘实施各工序，直到镀敷处理为止，但是因为在比较例4～13的盘中发生了镀层剥离，所以无法进行盘颤的测定。另外，在实施例1、62～64中，在2张中的1张上发生了镀层剥离，使用未发生镀层剥离的盘来实施了评价。

[0152] 〔铸造时的冷却速度〕

[0153] 测定铸造(步骤S102)后的铸坯的DAS(Dendrite Arm Spacing：枝晶臂间距)，并算出铸造时的冷却速度(℃/s)。关于DAS，利用光学显微镜来进行铸坯厚度方向的截面组织观察，并通过2次枝法来测定。在测定中，使用了铸坯的厚度方向的中央部的截面。

[0154] 〔屈服强度〕

[0155] 屈服强度遵照JISZ2241，在以300℃来对冷轧(步骤S105)后的铝合金板进行3小时的退火(加压退火模拟加热)后，以300℃进行3小时的大气中加热，沿轧制方向提取JIS5号试片，并在n＝2下进行测定。关于强度的评价，将屈服强度为45MPa以上的情况记为A(优)，将35MPa以上小于45MPa记为B(良)，将30MPa以上小于35MPa记为C(可)，将小于30MPa记为D(劣)。另外，对磨削加工后的铝合金基板或磁盘的镀层进行剥离，并从表面被磨削了10μm的基板上提取试片。对于该试片，也能够以300℃来进行3小时的大气中加热，从而评价屈服强度。此时的试片的尺寸设为：平行部的宽度5±0.14mm、试片的原标点距离10mm、肩部的半径2.5mm、以及平行部长度15mm。

[0156] 〔Fe固溶量〕

[0157] 关于Fe固溶量的测定，使用磨削加工(步骤S108)后的铝合金基板，并按照以下顺序来进行。根据通过热苯酚溶解萃取法得到的残渣，分析测定铝合金基板中的Fe总析出量，并将从Fe成分分析值中减去Fe总析出量后得到的值作为Fe固溶量。另外，针对Fe析出量的分析方法，参照“佐藤、泉：轻金属学会第68届春季大会报告概要，(1985)，55.”的学术文献、以及“村松、松尾、小松等：轻金属学会第76届春季大会报告概要，(1989)，51.”的学术文献进行介绍。

[0158] 以下，对热苯酚溶解萃取法进行说明。从铝合金基板提取2g的试片。另外，试片是从铝合金基板切取小片，并称量出总计2g。接着，在将装有50ml苯酚的烧杯载置在加热板上，将苯酚加热到170～180℃后，投入试片使其溶解。接着，将装有上述溶液的烧杯从加热板上移开并使之冷却。接着，为了防止固化，向上述冷却后的溶液添加苯甲醇。接着，利用聚四氟乙烯制的膜过滤器(孔径0.1μm)来过滤添加了上述苯甲醇的溶液，得到Al－Fe系金属间化合物作为残渣。接着，在利用10％－NaOH溶液来使通过该热苯酚溶解萃取法得到的残渣中的Si溶解后，利用向该溶液中加入王水(体积比为浓盐酸：浓硝酸＝3：1)而得到的混合液来使Fe溶解。通过这样去做，得到含有溶解后的Si、Fe的混合液。接着，通过电感耦合等离子体发射光谱法(ICP)来对该混合液进行定量分析。由此，求出作为Al－Fe系金属间化合物而析出的Fe析出量。

[0159] 接着，将通过热苯酚溶解萃取法得到的Fe析出量作为Fe总析出量。然后，将从铝合金基板的Fe成分分析值中减去Fe总析出量而得到的值作为Fe固溶量。

[0160] 〔第二相粒子的最长直径及周长〕

[0161] 在对磨削加工(步骤S108)后的铝合金基板截面进行研磨后，利用光学显微镜，以400倍来观察1mm2，并使用粒子分析软件A像君(商品名，旭化成工程(股份)公司制)来进行第二相粒子的最长直径及周长(mm/mm2)的测定。测定使用了基板的厚度方向的中央部的截面。

[0162] 〔盘颤的测定〕

[0163] 使用镀敷处理研磨(步骤S110)工序后的铝合金基板，进行盘颤的测定。盘颤的测定通过在空气的存在下，将铝合金基板设置在市售的硬盘驱动器上来进行。关于驱动器，使用Seagate制ST2000(商品名)，关于电动机驱动，通过将techno alive制SLD102(商品名)与电机直接耦合来对其进行驱动。旋转数设为7200rpm，关于盘，始终设置有多张，对于其上部的磁盘的表面，利用作为激光多普勒测速仪的小野测器制LDV1800(商品名)来观察表面的振动。利用小野测器制FFT分析装置DS3200(商品名)来对观察到的振动进行频谱分析。观察是通过在硬盘驱动器的盖上开孔来从该孔观察盘表面的方式来进行的。此外，取下被设置于市售的硬盘的可压缩板来进行评价。

[0164] 颤振特性的评价根据出现颤振的300～1500Hz的附近的较宽的峰值的最大位移(盘颤振(nm))来进行。可以知道，该较宽的峰值被称为NRRO(Non－Repeatable Run Out：不可重复偏转)，对磁头的定位误差存在较大影响。关于颤振特性的评价，在空气中，将在30nm以下的情况记作A(优)，将超过30nm且为40nm以下记作B(良)，将超过40nm且为50nm以下记作C(可)，将大于50nm的情况记作D(劣)。

[0165] 将以上的评价结果在表7～9中示出。

[0166] 表7

[0167]

[0168] 表8

[0169]

[0170] 表9

[0171]

[0172] 如表7～9所示，在实施例1～65中，能够得到良好的强度和颤振特性。

[0173] 与此相反，在比较例1～3中，因为铝合金的Fe含量过少，所以强度和颤振特性较差。

[0174] 在比较例4、5中，因铝合金的Fe含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0175] 在比较例6中，因铝合金的Mn含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0176] 在比较例7中，因铝合金的Si含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0177] 在比较例8中，因铝合金的Ni含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0178] 在比较例9中，因铝合金的Cu含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0179] 在比较例10中，因铝合金的Mg含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0180] 在比较例11中，因铝合金的Cr含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0181] 在比较例12中，因铝合金的Zr含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0182] 在比较例13中，因铝合金的Zn含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0183] 2.包覆材料的磁盘用铝合金基板

[0184] 接着，针对包覆材料的磁盘用铝合金基板的实施例进行说明。

[0185] 按照常规方法来熔解表10～15所示的成分组成的各合金，从而熔制铝合金熔液(步骤S201)。在表10～15中，“－”表示测定极限值以下。

[0186] [表10]

[0187]

[0188] [表11]

[0189]

[0190] [表12]

[0191]

[0192] 表13

[0193]

[0194] [表14]

[0195] 表14

[0196]

[0197] 表15

[0198]

[0199] 如表16～18所示，作为芯材用铸坯，合金No.B1～B26、B28～B31、B35～B64、BC1及BC3～BC13的铝合金熔液通过DC铸造法来制作铸坯，合金No.B27、B32～B34、B65及BC2的铝合金熔液通过CC法来制作铸坯(步骤S202－1)。关于皮材用铸坯，所有合金都通过DC铸造法来制作。合金No.B36～B43、B54、B55、B57、B59～B61及BC3的芯材通过对铸坯的两面进行15mm的表面切削而制成(步骤S202－2)。关于皮材，对铸坯的两面进行15mm的表面切削，在大气中以520℃实施6小时的均质化处理，进行热轧，合金No.C1～C26、C28～C31、C35～C61、CC1及CC3～CC13制成板厚15mm的热轧板，合金No.C27、C32～C34、C65及CC2制成板厚1.5mm的热轧板。然后，用苛性钠来冲洗热轧板，从而将其制成皮材，并将皮材与芯材的两面结合来制成合成材料。

[0200] 进而，如表16～18所示，实施均质化处理(步骤S203)。在表16～18中，针对合金No.B1～B35、B44～B53、B56、B58、B62～64、BC1、BC2、以及BC4～13，如上所述，在以500℃以上来进行0.5小时以上的第1阶段加热处理后，在400℃以上且小于500℃的温度范围内以15℃/小时以上的速度来进行冷却，随后，在冷却到200℃以下后，根据需要，进行表面切削。然后，将皮材与芯材的两面结合，以400℃以上对合成材料即包覆材料进行20小时以下的第2阶段加热处理。另外，合金No.B40～B43、B54及B55、B65未进行均质化处理。此外，关于合金No.B36～39、B57、B59～61、BC3是仅通过上述一次加热处理来对皮材与芯材的两面结合而制成的合成材料的包覆材料进行均质化处理而得到的材料。

[0201] [表16]

[0202]

[0203] [表17]

[0204]

[0205] [表18]

[0206]

[0207] 此外，在以包覆材料的状态来进行第2阶段均质化处理的合金中，合金No.B1～B26、B28～B31、B35、B44～B53、B56、B58、B62～B64、BC1、以及BC4～BC13的铸坯在第2阶段均质化处理前对两面进行15mm的表面切削，关于合金No.B27、B32～B34、B65及BC2，则不进行表面切削地制成芯材，并将皮材与芯材的两面结合来制成合成材料。另外，在进行第2阶段均质化处理的情况下，将到加热温度为止的升温速度设为40℃/h。接着，在表16～18所示的条件下进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧板(步骤S204)。另外，在进行了均质化处理的情况下，将从最终加热温度起到热轧开始温度为止的降温速度设为30℃/h。在热轧后，合金No.B1、B3、B5及BC1的合金的热轧板在360℃、2小时的条件下进行了退火(间歇式)。将所有板材通过冷轧(轧制率60.0％)而轧制到最终板厚0.8mm，制成铝合金基板(步骤S205)。将上述铝合金板冲切成外径96mm、内径24mm的圆环状，制作盘坯(步骤S206)。

[0208] 对以这种方式制作的盘坯以300℃实施3小时的加压退火，使其平坦化(步骤S207)。对其进行端面加工，使得其外径成为95mm，内径成为25mm，并进行磨削加工(表面磨削10μm)(步骤S208)。然后，在利用AD－68F(商品名，上村工业制)，以60℃进行5分钟的脱脂后，利用AD－107F(商品名，上村工业制)，以65℃进行1分钟的刻蚀，进而用30％HNO3水溶液(室温)来进行20秒的剥黑膜处理。

[0209] 在通过这种方式调整了表面状态后，将盘坯浸渍在AD－301F－3X(商品名，上村工业制)的20℃的浸锌处理液中0.5分钟，从而对表面实施浸锌处理(步骤S209)。另外，浸锌处理总计进行两次，在浸锌处理之间，将盘坯浸渍在室温的30％HNO3水溶液中20秒，从而对表面进行剥离处理。使用AD－301F－3X(商品名，上村工业制)，对经浸锌处理后的表面实施二次浸锌处理(步骤S209)。在浸锌处理后的表面使用无电解镀Ni－P处理液(NIMUDEN HDX(商品名，上村工业制))将Ni－P无电解镀敷至17μm厚度的后，利用毛布来进行加工研磨(研磨量4μm))(步骤S210)。

[0210] 针对铸造(步骤S202-1)工序后的铝合金铸坯、冷轧(步骤S205)后的铝合金板、磨削加工(步骤S208)工序后的铝合金基板、以及镀敷处理研磨(步骤S210)工序后的铝合金基板，进行了以下的评价。另外，虽然针对各样品，对2张盘实施镀敷处理之前的各工序，但是因为在比较例17～26的盘中发生了镀层剥离，所以无法进行盘颤的测定。另外，在实施例66、127～129中，在2张中的1张上发生了镀层剥离，使用未发生镀层剥离的盘来实施了评价。

[0211] 〔芯材铸造时的冷却速度〕

[0212] 测定铸造(步骤S202-1)后的铸坯的DAS(Dendrite Arm Spacing：枝晶臂间距)，并算出铸造时的冷却速度(℃/s)。关于DAS，利用光学显微镜来进行铸坯厚度方向的截面组织观察，并通过2次枝法来测定。对于测定，使用了铸坯的厚度方向的中央部的截面。

[0213] 〔屈服强度〕

[0214] 屈服强度遵照JISZ2241，在以300℃来对冷轧(步骤S205)后的铝合金板进行3小时的退火(加压退火模拟加热)后，以300℃进行3小时的大气中加热，沿轧制方向采集JIS5号试片，并在n＝2下进行测定。关于强度的评价，将屈服强度为45MPa以上的情况记为A(优)，将35MPa以上小于45MPa记为B(良)，将30MPa以上小于35MPa记为C(可)，将小于30MPa记为D(劣)。另外，对磨削加工后的铝合金基板或磁盘的镀层进行剥离，并从表面被磨削了10μm的基板上采集试片。对于该试片，也可以以300℃来进行3小时的大气中加热，评价屈服强度。此时的试片的尺寸设为：平行部的宽度5±0.14mm、试片的原标点距离10mm、肩部的半径
2.5mm、以及平行部长度15mm。

[0215] 〔芯材的Fe固溶量〕

[0216] 关于芯材的Fe固溶量的测定，使用磨削加工(步骤S108)后的铝合金基板，并按照以下顺序来进行。在以研磨等除去皮材的部分后，根据通过热苯酚溶解萃取法得到的残渣，分析测定铝合金基板中的Fe总析出量，并将从Fe成分分析值中减去Fe总析出量而得到的值作为Fe固溶量。另外，针对Fe析出量的分析方法，参照“佐藤、泉：轻金属学会第68届春季大会报告概要，(1985)，55.”的学术文献、以及“村松、松尾、小松等：轻金属学会第76届春季大会报告概要，(1989)，51.”的学术文献来进行。

[0217] 以下，对热苯酚溶解萃取法进行说明。从除去皮材后的铝合金基板采集2g的试片。另外，试片是从铝合金基板切取小片，并称量出总计2g。接着，在将装有50ml苯酚的烧杯载置在加热板上，并将苯酚加热到170～180℃后，投入试片并使其溶解。接着，将装有上述溶液的烧杯从加热板上移开，使之冷却。接着，为了防止固化，向上述冷却后的溶液添加苯甲醇。接着，利用聚四氟乙烯制的膜过滤器(孔径0.1μm)来过滤添加了上述苯甲醇的溶液，得到Al－Fe系金属间化合物作为残渣。接着，在利用10％－NaOH溶液来使通过该热苯酚溶解萃取法得到的残渣中的Si溶解后，利用向该溶液中加入王水(体积比为浓盐酸：浓硝酸＝3：
1)而得到的混用液来使Fe溶解。通过这样去做，得到溶解后的包含Si、Fe的混合液。接着，通过电感耦合等离子体发射光谱法(ICP)来对该混合液进行定量分析。由此，求得作为Al－Fe系金属间化合物而析出的Fe析出量。

[0218] 接着，将通过热苯酚溶解萃取法得到的Fe析出量作为Fe总析出量。然后，将从铝合金基板的Fe成分分析值中减去Fe总析出量而得到的值作为芯材的Fe固溶量。

[0219] 〔芯材中的第二相粒子的最长直径及周长〕

[0220] 在对磨削加工(步骤S208)后的铝合金基板截面进行研磨后，利用光学显微镜，以400倍来观察1mm2，并使用粒子分析软件A像君(商品名，旭化成工程(股份)公司制)来进行芯材中的第二相粒子的最长直径及周长(mm/mm2)的测定。测定使用了基板的厚度方向的中央部的截面。

[0221] 〔盘颤的测定〕

[0222] 使用镀敷处理研磨(步骤S210)工序后的铝合金基板，进行盘颤的测定。盘颤的测定通过在空气的存在下，将铝合金基板设置在市售的硬盘驱动器上来进行。关于驱动器，使用Seagate制ST2000(商品名)，关于电动机驱动，通过将techno alive制SLD102(商品名)与电机直接耦合来对其进行驱动。旋转数设为7200rpm，关于盘，始终设置有多张，对于其上部的磁盘的表面，利用作为激光多普勒测速仪的小野测器制LDV1800(商品名)来观察表面的振动。利用小野测器制FFT分析装置DS3200(商品名)来对观察到的振动进行频谱分析。观察是通过在硬盘驱动器的盖上开孔来从该孔观察盘表面的方式进行的。此外，取下被设置于市售的硬盘的可压缩板来进行评价。

[0223] 颤振特性的评价根据出现颤振的300～1500Hz附近的较宽峰值的最大位移(盘颤振(nm))来进行。可以知道，该较宽的峰值被称为NRRO(Non－Repeatable Run Out：不可重复偏转)，对磁头的定位误差存在较大影响。关于颤振特性的评价，在空气中，将在30nm以下的情况记作A(优)，将超过30nm且为40nm以下记作B(良)，将超过40nm且为50nm以下记作C(可)，将大于50nm的情况记作D(劣)。

[0224] 将以上的评价结果在表19～21中示出。

[0225] 表19

[0226]

[0227] 表20

[0228]

[0229] 表21

[0230]

[0231] 如表19～21所示，在实施例66～130中，能够得到良好的强度和颤振特性。

[0232] 与此相反，在比较例14～16中，因为铝合金的Fe含量过少，所以强度和颤振特性较差。

[0233] 在比较例17、18中，因铝合金的Fe含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0234] 在比较例19中，因铝合金的Mn含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0235] 在比较例20中，因铝合金的Si含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0236] 在比较例21中，因铝合金的Ni含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0237] 在比较例22中，因铝合金的Cu含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0238] 在比较例23中，因铝合金的Mg含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0239] 在比较例24中，因铝合金的Cr含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0240] 在比较例25中，因铝合金的Zr含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。在比较例26中，因铝合金的Zn含量过多，故而如上所述，发生了镀层剥离，不宜作为磁盘。

[0241] [工业可利用性]

[0242] 通过本发明，可得到高强度且盘的颤振特性优异的磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘。