磁盘基板及其制造方法以及磁盘

摘要

磁盘基板包括铝合金基板和形成于所述铝合金基板的表面的基底镀层。在从所述磁盘基板的表面向深度方向的辉光放电发射光谱分析中，在形成于所述基底镀层与所述铝合金基板之间的边界区域中，所述铝合金基板内部的Al的发光强度的平均值为50～84％的特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(1)Fe(max))，大于所述铝合金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))。

权利要求

1.一种磁盘基板，其特征在于，包括：铝合金基板和形成于所述铝合金基板的表面的基底镀层；

在从所述磁盘基板的表面向深度方向的辉光放电发射光谱分析中，在形成于所述基底镀层与所述铝合金基板之间的边界区域中，所述铝合金基板内部的Al的发光强度的平均值为50～84％的特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(1)Fe(max))，大于所述铝合金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))；

所述铝合金基板包括：Fe：0.4～3.0mass％、Mn：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～

1.000mass％及Zn：0.005～1.000mass％，所述铝合金基板可选地含有从Si：0.1～

0.4mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～

1.00mass％构成的组中选择的至少1种元素，所述铝合金基板可选地含有合计在0.005～

0.500mass％的范围内的、从Ti、B及V构成的组中选择的至少1种元素，余量由Al及不可避免的杂质构成。

2.如权利要求1所述的磁盘基板，其特征在于，所述基底镀层是无电解Ni‑P镀层。

3.如权利要求1或2所述的磁盘基板，其特征在于，在从用于所述磁盘基板的铝合金基板的原板的表面向深度方向的辉光放电发射光谱分析中，所述铝合金基板的原板内部的Al的发光强度的平均值为50～84％的特定表层区域(D(2)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(2)Fe(max))，为所述铝合金基板的原板内部的Fe的发光强度的平均值(I(2)Fe(ave))的1.1倍以上。

4.一种如权利要求1至3的任意一项所述的磁盘基板的制造方法，其特征在于，具有制作用于所述磁盘基板的铝合金基板的原板的工序；

制作所述铝合金基板的原板的工序包含：将铝合金基材冲切为圆环状而形成盘坯的冲切加工处理，以加压状态加热所述盘坯的加压平坦化退火处理，以及对平坦化后的所述盘坯的两面进行每面1μm以上厚度的磨削加工的磨削加工处理。

5.如权利要求4所述的磁盘基板的制造方法，其特征在于，制作所述铝合金基板的原板的工序在所述磨削加工处理之前，还包含对所述盘坯的两面进行切削加工的切削加工处理。

6.如权利要求4所述的磁盘基板的制造方法，其特征在于，制作所述铝合金基板的原板的工序在所述磨削加工处理之前，还包含对所述盘坯的两面进行每面1μm以上厚度的预磨削加工的预磨削加工处理。

7.一种磁盘，其特征在于，包括：

如权利要求1至3的任意一项所述的磁盘基板，以及直接或隔着中间层形成于所述磁盘基板的所述基底镀层上的磁性层。

说明书

磁盘基板及其制造方法以及磁盘

技术领域

[0001] 本发明涉及磁盘基板及其制造方法以及磁盘。

背景技术

[0002] 用于电脑、数据中心等的存储装置的铝合金制的磁盘基板使用具有良好的镀敷性并且机械特性、加工性优异的基板来制造。磁盘基板例如由以JIS H4000：2014中规定的
5086合金(3.5mass％以上且4.5mass％的Mg、0.50mass％以下的Fe、0.40mass％以下的Si、
0.20mass％以上且0.70mass％以下的Mn、0.05mass％以上且0.25mass％以下的Cr、
0.10mass％以下的Cu、0.15mass％以下的Ti、0.25mass％以下的Zn、余量为Al及不可避免的
杂质)构成的铝合金为基本的基板制造。

[0003] 一般的铝合金制的磁盘通过如下方式制造：首先制作圆环状的铝合金基材(盘坯)，对该盘坯施加镀敷而制作磁盘基板，接着使磁性体附着于磁盘基板的镀层表面。

[0004] 例如，由5086合金构成的铝合金制的磁盘通过以下制造工序制造。首先，铸造具有所期望的合金组份的铝合金，在对该铸块实施均质化处理后实施热轧，接着实施冷轧，制作
具有作为磁盘所需要的厚度的轧制材料。对该轧制材料，也可以根据需要在冷轧的途中等
实施退火。接着，将该轧制材料冲切为圆环状。接着，为了除去因此前的制造工序而产生的
应变等，层叠多个冲压为圆环状的轧制材料，通过一边从轧制材料的上下两面对轧制材料
加压一边实施退火而进行使轧制材料平坦化的加压退火，制造铝合金制的圆环状的盘坯。

[0005] 在对这样制作的盘坯的表面实施切削加工及磨削加工后，作为前处理，依次实施脱脂处理、蚀刻处理、剥黑膜处理、浸锌处理(Zn置换处理)。接着，作为基底处理，对作为硬
质非磁性合金的Ni‑P进行无电解镀敷而制作磁盘基板。接着，在通过研磨使磁盘基板的镀
层表面进一步平滑化后，将磁性体溅射于镀层表面，从而制造铝合金制的磁盘。

[0006] 然而，近年来，使用HDD(Hard Disk Drive：硬盘驱动器)的环境大幅变化。作为新存储装置的SSD(Solid State Drive：固态驱动器)登场，特别是在笔记本电脑中，向比HDD
轻、消耗电力低且高速的SSD的替换正在推进。另外，伴随云服务的发展，数据中心的存储容
量逐年爆发性地增加。现在，虽然容量相应的成本较小的HDD为主力，但不能否认从HDD向
SSD的替换今后会进一步推进。因此，要求HDD实现大容量化、高密度化、高速化，并与SSD对
抗。

[0007] 为实现HDD的大容量化，有增加搭载于存储装置的磁盘张数、增加每一张磁盘的存储容量、磁盘的大径化等方法，增加磁盘的搭载张数最有效。为了增加磁盘的搭载张数，要
求磁盘的薄壁化，即磁盘用铝合金基板的薄壁化。另一方面，若磁盘用铝合金基板薄壁化，
则基板自身的刚性降低，另外，由于随着HDD的高速化的磁盘高速旋转时的流体力增加而造
成激振力增加，圆盘颤动变大。圆盘颤动的起因在于，如果使磁盘以高速旋转则在磁盘间产
生不稳定的气流，由该气流引起磁盘的振动(颤振)。

[0008] 如果铝合金基板的刚性较低，则磁盘的振动变大，作为读取部的磁头难以追随振动的变化，磁头的定位误差增加。因此，实现磁盘的薄壁化，强烈要求减少圆盘颤动，换言之
强烈要求提高颤振特性。另外，在提高颤振特性的同时，与以往同样，要求减少通过无电解
镀敷形成的基底镀层的表面的缺陷。如果基底镀层存在缺陷，则会在磁盘上形成例如凹坑
这样的缺陷，因此必须排除缺陷周边部地进行数据的读写。其结果，每一张磁盘的存储容量
与缺陷的数量成比例地降低。

[0009] 例如，专利文献1中公开了一种含有适量的Mg的圆盘用铝合金板。另外，专利文献2中公开了一种含有适量的Mg的磁盘基板用铝合金。另外，专利文献3中公开了一种含有适量
的Si及Fe的磁盘用铝合金基板。

[0010] [在先技术文献]

[0011] [专利文献]

[0012] 专利文献1：日本特开平02‑111839号公报

[0013] 专利文献2：日本特开平02‑205651号公报

[0014] 专利文献3：日本特许第6014785号公报

发明内容

[0015] [发明要解决的课题]

[0016] 在上述专利文献1～2中，通过使Fe、Si的含量减少来减少基底镀层表面的缺陷。但是，在专利文献1～2中，因Fe、Si的含量较少，所以颤振特性较低。另外，在专利文献3中，通
过含有Si来增大铝合金基板的刚性。但在专利文献3中，由形成于铝合金基板表面的粗大的
Si系化合物引起的缺陷可能在基底镀层产生。因此，该缺陷的产生可能会使磁盘的存储容
量降低。

[0017] 本发明的目的在于，提供一种提高颤振特性，并有效地减少在通过无电解镀敷形成的基底镀层的表面产生的缺陷的磁盘基板及其制造方法以及磁盘。

[0018] [用于解决技术课题的技术方案]

[0019] 为达成上述目的，本发明的主旨构成如下。

[0020] (1)一种磁盘基板，其特征在于，包括铝合金基板和形成于所述铝合金基板的表面的基底镀层。在从所述磁盘基板的表面向深度方向的辉光放电发射光谱分析中，在形成于
所述基底镀层与所述铝合金基板之间的边界区域中，所述铝合金基板内部的Al的发光强度
的平均值为50～84％的特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I
(1)Fe(max))，大于所述铝合金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))。

[0021] (2)如上述(1)所述的磁盘基板，其特征在于，所述基底镀层是无电解Ni‑P镀层。

[0022] (3)如上述(1)或(2)所述的磁盘基板，其特征在于，在从用于所述磁盘基板的铝合金基板的原板的表面向深度方向的辉光放电发射光谱分析中，所述铝合金基板的原板内部
的Al的发光强度的平均值为50～84％的特定表层区域(D(2)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最
大值(I(2)Fe(max))，为所述铝合金基板的原板内部的Fe的发光强度的平均值(I(2)Fe(ave))的
1.1倍以上。

[0023] (4)如上述(1)至(3)的任意一项所述的磁盘基板，其特征在于，所述铝合金基板具有如下组成：含有Fe：0.4～3.0mass％、Mn：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％及Zn：
0.005～1.000mass％，余量由Al及不可避免的杂质构成。

[0024] (5)如上述(4)所述的磁盘基板，其特征在于，所述铝合金基板还含有从Si：0.1～0.4mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～
1.00mass％构成的组中选择的至少1种元素。

[0025] (6)如上述(4)或(5)所述的磁盘基板，其特征在于，所述铝合金基板还含有合计在0.005～0.500mass％的范围内的、从Ti、B及V构成的组中选择的至少1种元素。

[0026] (7)一种如上述(1)至(6)的任意一项所述的磁盘基板的制造方法，其特征在于，具有制作用于所述磁盘基板的铝合金基板的原板的工序。制作所述铝合金基板的原板的工序
包含：将铝合金基材冲切为圆环状而形成盘坯的冲切加工处理；以加压状态加热所述盘坯
的加压平坦化退火处理；以及将平坦化后的所述盘坯的两面以每一面1μm以上的厚度进行
磨削加工的磨削加工处理。

[0027] (8)如上述(7)所述的磁盘基板的制造方法，其特征在于，制作所述铝合金基板的原板的工序在所述磨削加工处理之前，还包含对所述盘坯的两面进行切削加工的切削加工
处理。

[0028] (9)如上述(7)所述的磁盘基板的制造方法，其特征在于，制作所述铝合金基板的原板的工序在所述磨削加工处理之前，还包含将所述盘坯的两面以每一面1μm以上的厚度
进行预磨削加工的预磨削加工处理。

[0029] (10)一种磁盘，其特征在于，包括：如上述(1)至(6)的任意一项所述的磁盘基板；以及直接或隔着中间层形成于所述磁盘基板的所述基底镀层上的的磁性层。

[0030] [发明效果]

[0031] 根据本发明，能够提供一种提高颤振特性，并有效地减少在通过无电解镀敷形成的基底镀层的表面产生的缺陷的磁盘基板及其制造方法以及磁盘。

附图说明

[0032] 图1是表示对实施例1中的磁盘基板从表面向深度方向进行辉光放电发射光谱分析时的发光强度与溅射(Sputter)时间的关系的曲线图。

[0033] 图2是表示对实施例1中的磁盘基板中使用的铝合金基板的原板从表面向深度方向进行辉光放电发射光谱分析时的发光强度与溅射时间的关系的曲线图。

具体实施方式

[0034] 以下，基于实施方式对本发明进行详细说明。

[0035] 本发明人等对铝合金基板中生成的化合物与颤振特性的关系进行了研究。其结果，发现使化合物分布在铝合金基板中对颤振特性的提高是有效的。另一方面，根据现存技
术可明确，随着铝合金基板中的化合物增加，通过无电解镀敷形成的基底镀层的表面的缺
陷也会增加。为了提高颤振特性并且减少基底镀层的表面缺陷，需要解决这些相反的两个
课题。在此，本发明人等进一步地进行研究，发现了解决对策。即，发现了如果使规定量以上
的化合物在铝合金基板的表面上富集并分散，则铝合金基板的母相的局部溶解被抑制，能
够减少基底镀层的表面缺陷。在研究减少基底镀层的表面缺陷的情况下，以往应该是减少
存在于铝合金基板的表面的化合物的构思，如上述这样使化合物在铝合金基板的表面上富
集并分散的构思，是与以往完全相反的构思。本发明人等基于这样的见解完成了本发明。

[0036] 实施方式的磁盘基板包括铝合金基板和形成于所述铝合金基板的表面的基底镀层。在从所述磁盘基板的表面向深度方向的辉光放电发射光谱分析中，在形成于所述基底
镀层与所述铝合金基板之间的边界区域中，所述铝合金基板内部的Al的发光强度的平均值
为50～84％的特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(1)Fe(max))，大于所
述铝合金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))。

[0037] 在铝合金制的磁盘基板中，通过使磁盘基板用的铝合金基板中含有Fe，能够提高颤振特性，并且通过在铝合金基板的表面使Al‑Fe系化合物选择性地富集，能够减少在通过
无电解镀敷形成的基底镀层的表面上产生的缺陷。以下，对它们的效果和详细的机理进行
说明。

[0038] 1.辉光放电发射光谱分析

[0039] 着眼于磁盘基板中的特定边界区域(D(1)I(50‑84))与形成基底镀层前的铝合金基板的原板中的基底镀层侧的表面。在此，对磁盘基板及铝合金基板的原板进行了辉光放电发
射光谱分析。以下，说明对磁盘基板及铝合金基板的原板进行的辉光放电发射光谱分析。此
外，铝合金基板的原板是实施基底镀层等表面处理前的铝合金基板，是在磁盘基板中使用
的基板。另外，铝合金基板的原板中的基底镀层侧的表面是通过无电解镀敷形成基底镀层
的表面。

[0040] 首先，说明磁盘基板的辉光放电发射光谱分析。在该分析中，在从磁盘基板的表面向深度方向进行分析，并且着眼于特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值
(I(1)Fe(max))。然后，通过比较特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I
(1)Fe(max))与构成磁盘基板的铝合金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))，能够
测定磁盘基板的边界区域中的Fe的存在密度的情况。在此，所谓边界区域，是从磁盘基板的
表面起在深度方向上，形成于基底镀层与铝合金基板的表面之间的区域。另外，特定边界区
域(D(1)I(50‑84))是从磁盘基板的表面起在深度方向上，边界区域中的、相对于构成磁盘基板
的铝合金基板内部的Al的发光强度的平均值的Al的发光强度为50～84％的区域。

[0041] 在此，基于JIS K014：2002(使用表面化学分析—溅射—深度方向分析—层结构系统标准物质的优化法)，对于边界区域中的特定边界区域(D(1)I(50‑84))，将相对于铝合金基
板内部的Al的发光强度的平均值的Al的发光强度规定为50～84％。JIS K014：2002中记载
了“界面是规定的元素的信号强度达到基板上的相邻的膜中的值的50％的位置”。根据该记
载，将相对于上述平均值的Al的发光强度的50％的位置，看作从磁盘基板的表面起在深度
方向上的、形成于基底镀层与铝合金基板之间的边界区域的中心。另外，K014：2002中，深度
分辨率记载为“信号强度是在单层结构系统中膜及基板的、或在多层结构系统中相邻的各
层的、相当于各100％的强度的从16％向84％(或从84％向16％)变化的溅射时间”。通过该
记载，将相对于上述平均值的Al的发光强度为84％的位置看作从磁盘基板的表面起在深度
方向上的、铝合金基板的最表面。

[0042] 另外，将所谓的构成磁盘基板的铝合金基板的内部，规定为在辉光放电发射光谱分析中的相对于磁盘基板的溅射时间为250s以上的区域。该区域是距铝合金基板的最表面
5μm以上的深度，因此判断对于测定铝合金基板的合金组分是充分的。

[0043] 接着，说明铝合金基板的原板的辉光放电发射光谱分析。在该分析中，在从铝合金基板的原板中的基底镀层侧的表面向深度方向进行分析的同时，着眼于特定表层区域(D
(2)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(2)Fe(max))。并且，通过比较特定表层区域(D
(2)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(2)Fe(max))与铝合金基板的原板内部的Fe的发光
强度的平均值(I(2)Fe(ave))，能够测定铝合金基板的原板的表面中的Fe的存在密度的情况。
在此，特定表层区域(D(2)I(50‑84))是从铝合金基板的原板的表面起在深度方向上，相对于铝
合金基板的原板内部的Al的发光强度的平均值的Al发光强度为50～84％的区域。

[0044] 在此，在铝合金基板的原板中的基底镀层侧的表面上形成有自然氧化被膜。因此，基于JIS K014：2002，对于特定表层区域(D(2)I(50‑84))，将相对于铝合金基板的原板内部的
Al的发光强度的平均值的Al发光强度规定为50～84％。

[0045] 另外，将所谓的铝合金基板的原板的内部，规定为在辉光放电发射光谱分析中的相对于铝合金基板的原板的溅射时间为15s以上的区域。除了在铝合金基板的原板的表面
仅存在自然氧化被膜之外，在该区域中，铝合金基板的原板所包含的各元素的发光强度的
值稳定。因此，判断该区域对于测定铝合金基板的原板的合金组分是充分的。

[0046] 2.无电解镀敷及Fe的发光强度的关系

[0047] 说明无电解镀与辉光放电发射光谱分析中的Fe的发光强度的关系。

[0048] 对铝合金基板进行无电解Ni‑P镀敷的情况下，一般使用实施了浸锌处理、在表面具有浸锌被摸的铝合金基板。在形成无电解Ni‑P镀敷的初期阶段，通过浸锌处理在形成于
铝合金基板的表面的浸锌被膜的最表面发生Ni‑P的析出反应。在浸锌被膜露出的期间，以
浸锌被膜中的Zn溶解作为驱动力，进行Ni‑P的析出反应。该析出反应的速度极快，浸锌被膜
在短时间内被Ni‑P覆盖。如果浸锌被膜的表面被Ni‑P覆盖，则浸锌被膜不再参与该析出反
应。浸锌被膜被覆盖后，继续发生向覆盖浸锌被膜的Ni‑P上的Ni‑P的析出反应。

[0049] 通过这样，在磁盘基板中，在作为基底镀层的无电解Ni‑P镀层与铝合金基板之间，换言之、在无电解Ni‑P镀层侧的铝合金基板的表面残留浸锌被膜。即，更严格地说，基底镀
层隔着浸锌被膜形成于铝合金基板的表面。浸锌被膜例如具有5～100nm的厚度。

[0050] 然后，从作为磁盘基板的表面的基底镀层表面至铝合金基板的内部，进行向磁盘基板的深度方向的辉光放电发射光谱分析，通过Fe的发光强度来测定存在于磁盘基板内的
Fe的分布状态。磁盘基板的辉光放电发射光谱分析中的Fe的发光强度，是通过浸锌处理在
铝合金基板的表面析出的Fe和铝合金基板中存在的Al‑Fe系化合物的合计。

[0051] 在此，在具有后述的合金组分的铝合金基板中，大部分Al‑Fe系化合物为Al‑Fe‑Mn系化合物的状态。Al‑Fe‑Mn系化合物与铝合金基板的母相的电位差小。因此，局部电池反应
的作用小，铝合金基板的表面中的局部母相的溶解难以进行。

[0052] 但是，在Al‑Fe‑Mn系化合物的存在密度低的情况下，在铝合金基板表面，相对于Al‑Fe‑Mn系化合物的母相的面积较大。因此，即使局部电池反应的作用小，在铝合金基板的
表面中的Al‑Fe‑Mn系化合物的周边也产生局部母相的溶解。通过这样不均匀的反应，在浸
锌处理中形成的浸锌被膜变得不均匀。并且，在之后进行的无电解镀敷中，作为伴随因浸锌
被膜的不均匀而露出的铝合金基板的母相局部溶解而产生的气体的通道，在基底镀层的表
面形成缺陷。

[0053] 另一方面，如果Al‑Fe‑Mn系化合物的存在密度高，则在铝合金基板的表面中相对于Al‑Fe‑Mn系化合物的母相的面积变小。因此，在铝合金基板的表面中，Al‑Fe‑Mn系化合物
的周边的局部母相的溶解被抑制。即，在铝合金基板的表面整体上为均匀的反应，形成均匀
的浸锌被膜。并且，铝合金基板的母相不露出，不产生在无电解镀敷中的母相局部溶解，因
此基底镀层的表面的缺陷的产生被抑制。

[0054] 并且，在对实施了无电解镀敷的铝合金基板、即磁盘基板进行辉光放电发射光谱分析时，如果特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(1)Fe(max))大于铝合
金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))，则特定边界区域(D(1)I(50‑84))中的Al‑
Fe系化合物的存在密度高于铝合金基板的内部。在Fe的发光强度的关系为这样的情况下，
因充分厚度的浸锌被膜形成于铝合金基板的表面，所以铝合金基板的母相不露出，形成于
基底镀层的表面的缺陷减少。进而，从充分抑制形成于基底镀层的缺陷的观点出发，特定边
界区域(D(1)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(1)Fe(max))优选为Fe的发光强度的平均
值(I(1)Fe(ave))的1.01倍以上。

[0055] 另外，对于铝合金基板的原板，也能够通过辉光放电发射光谱分析来测定Al‑Fe系化合物的存在密度。如上所述，使Al‑Fe系化合物密集地分布在铝合金基板的表面，对减少
形成于基底镀层的缺陷是有效的。但是，在实施浸锌处理前的蚀刻处理中，存在于铝合金基
板的表面的Al‑Fe系化合物的一部分被除去。为了在实施浸锌处理前使Al‑Fe系化合物充分
残留于铝合金基板的表面，要求使Al‑Fe系化合物密集地存在于进行蚀刻处理前的铝合金
基板的原板的表面。

[0056] 因此，如后述这样，对铝合金制的盘坯实施磨削加工处理，制作铝合金基板的原板。在磨削加工处理中，通过砥石对盘坯的上表面及下表面进行加压，对盘坯的上表面及下
表面进行磨削。与盘坯的母相相比，Al‑Fe系化合物较硬。因此，如果对盘坯的表面一边加压
一边磨削，则在盘坯的表面上，Al‑Fe系化合物的一部分与其周边的母相一起被削去，Al‑Fe
系化合物的剩余埋入盘坯的母相而残留。另外，与Al‑Fe系化合物相比较软的盘坯的母相比
Al‑Fe系化合物更容易被削去，存在于被削去的母相的正下方的Al‑Fe系化合物以高概率出
现在盘坯的表面。

[0057] 像这样，通过由磨削加工处理进行的Al‑Fe系化合物的埋入和新的Al‑Fe系化合物的出现，能够提高铝合金基板的原板的表面的Al‑Fe系化合物的存在密度。将通过这样的磨
削加工处理而形成于铝合金基板的原板的层规定为Fe富集层。Fe富集层形成于特定表层区
域(D(2)I(50‑84))内，Al‑Fe系化合物富集。另外，Fe富集层中的Al‑Fe系化合物的存在密度高
于铝合金基板的原板内部的Al‑Fe系化合物的存在密度的平均值。换言之，Fe富集层中的Fe
的发光强度的最大值大于铝合金基板的原板内部的Fe的发光强度的平均值。

[0058] 并且，在对铝合金基板的原板进行辉光放电发射光谱分析时，如果特定表层区域(D(2)I(50‑84))中的Fe的发光强度的最大值(I(2)Fe(max))为所述铝合金基板的原板内部的Fe
的发光强度的平均值(I(2)Fe(ave))的1.1倍以上，则在铝合金基板的原板的表面上，有助于
蚀刻处理时的反应的Al‑Fe系化合物的存在密度足够高。因此，即使Al‑Fe系化合物的一部
分被由蚀刻处理除去，到实施浸锌处理前，也能够使Al‑Fe系化合物充分残留于铝合金基板
的表面。

[0059] 3.铝合金基板的合金组分

[0060] 对构成铝合金制磁盘基板的铝合金基板的合金组分进行说明。铝合金基板优选具有如下组成：含有Fe：0.4～3.0mass％(以下，简记为“％”)、Mn：0.1～3.0％、Cu：0.005～
1.000％及Zn：0.005～1.000％作为必需元素，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，铝合
金基板也可以还含有从Si：0.1～0.4％、Ni：0.1～3.0％、Mg：0.1～6.0％、Cr：0.01～1.00％
及Zr：0.01～1.00％构成的组中选择的至少1种元素作为第1选择元素。另外，铝合金基板也
可以在合计为0.005～0.500mass％的范围内还含有从Ti、B及V构成的组中选择的至少1种
元素作为第2选择元素。

[0061] 以下，对各元素进行说明。

[0062] (Fe：0.4～3.0％)

[0063] Fe主要作为第二相粒子(Al‑Fe系化合物等)，一部分固溶于铝合金的母相而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果对这样的磁盘基板施加振动，则由于第
二相粒子与母相的界面处的粘性流动，振动能量被迅速吸收，所以得到极高的颤振特性。如
果Fe含量小于0.4％，则磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，如果Fe含量超过
3.0％，则生成多个粗大的Al‑Fe系化合物。如果粗大的Al‑Fe系化合物从铝合金基板脱落，
则在铝合金基板的表面产生多个较大的凹陷，所以会产生基底镀层表面的平滑性的降低及
基底镀层的剥离。因此，Fe的含量优选为0.4～3.0％，更优选为0.8～1.8％。

[0064] (Mn：0.1～3.0％)

[0065] Mn主要作为第二相粒子(Al‑Fe系化合物等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果对这样的磁盘基板施加振动，则由于第二相粒子与母相的界面处的
粘性流动，振动能量被迅速吸收，所以得到极高的颤振特性。另外，Mn与Al‑Fe系化合物结
合，成为Al‑Fe‑Mn系化合物。因Al‑Fe‑Mn系化合物与铝合金的母相的电位差小，抑制局部电
池反应，所以有助于铝合金基板表面的均匀反应。如果Mn的含量小于0.1％，则磁盘基板的
强度和颤振特性不充分。另一方面，如果Mn的含量超过3.0％，则生成多个粗大的Al‑Mn系化
合物。如果粗大的Al‑Mn系化合物脱落则产生多个较大的凹陷，所以会产生基底镀层表面的
平滑性的降低及基底镀层的剥离。因此，Mn的含量优选为0.1～3.0％，更优选为0.1～
1.0％。

[0066] (Cu：0.005～1.000％)

[0067] Cu主要作为第二相粒子(Al‑Cu系化合物等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。另外，也具有使浸锌被膜薄且均匀而致密地生成，提高基底镀层的平滑性
的效果。如果Cu的含量小于0.005％，则除了磁盘基板的强度和颤振特性不充分之外，浸锌
被膜变得不均匀，因此基底镀层的平滑性降低。另一方面，如果Cu的含量超过1.000％，则生
成多个粗大的Al‑Cu系化合物。如果粗大的Al‑Cu系化合物脱落则产生多个较大的凹陷，所
以会产生基底镀层表面的平滑性的降低及基底镀层的剥离。因此，Cu的含量优选为0.005～
1.000％，更优选为0.005～0.400％。

[0068] (Zn：0.005～1.000％)

[0069] Zn具有使浸锌被膜薄且均匀而致密地生成，提高基底镀层的平滑性及密接性的效果。另外，Zn与其他元素形成第二相粒子，也具有提高磁盘基板的颤振特性的效果。如果Zn
的含量小于0.005％，则浸锌被膜变得不均匀，因此基底镀层的平滑性降低。另一方面，如果
Zn的含量超过1.000％，则铝合金的母相的电位变得过低，不能无视母相与化合物的局部电
池反应，母相的溶解速度变快。其结果，由于铝合金基板表面的凹凸变大，从而基底镀层表
面的平滑性降低。因此，Zn的含量优选为0.005～1.000％，更优选为0.100～0.700％。

[0070] (Si：0.1～0.4％)

[0071] Si主要作为第二相粒子(Si粒子等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果对这样的磁盘基板施加振动，则由于第二相粒子与母相的界面处的粘性流动，
振动能量被迅速吸收，所以得到极高的颤振特性。如果Si的含量小于0.1％，则磁盘基板的
强度和颤振特性不充分。另一方面，如果Si的含量超过0.4％，则生成多个粗大的Si粒子。如
果粗大的Si粒子脱落则产生多个较大的凹陷，所以会产生基底镀层表面的平滑性的降低及
基底镀层的剥离。因此，Si的含量优选为0.1～0.4％，更优选为0.1～0.3％。

[0072] (Ni：0.1～3.0％)

[0073] Ni主要作为第二相粒子(Al‑Ni系化合物等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果对这样的磁盘基板施加振动，则由于第二相粒子与母相的界面处的
粘性流动，振动能量被迅速吸收，所以得到极高的颤振特性。如果Ni的含量小于0.1％，则磁
盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方面，如果Ni的含量超过3.0％，则生成多个粗大的
Al‑Ni系化合物。如果粗大的Al‑Ni系化合物脱落则产生多个较大的凹陷，所以会产生基底
镀层表面的平滑性的降低及基底镀层的剥离。因此，Ni的含量优选为0.1～3.0％，更优选为
0.1～1.0％。

[0074] (Mg：0.1～6.0％)

[0075] Mg主要作为第二相粒子(Mg‑Si系化合物等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果Mg的含量小于0.1％，则磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方
面，如果Mg的含量超过6.0％，则铝合金的轧制变得困难。因此，Mg的含量优选为0.1～
6.0％，更优选为0.3～1.0％。

[0076] (Cr：0.01～1.00％)

[0077] Cr主要作为第二相粒子(Al‑Cr系化合物等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果Cr的含量小于0.01％，则磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方
面，如果Cr的含量超过1.00％，则生成多个粗大的Al‑Cr系化合物。如果粗大的Al‑Cr系化合
物脱落则产生多个较大的凹陷，所以会产生基底镀层表面的平滑性的降低及基底镀层的剥
离。因此，Cr的含量优选为0.01～1.00％，更优选为0.10～0.50％。

[0078] (Zr：0.01～1.00％)

[0079] Zr主要作为第二相粒子(Al‑Zr系化合物等)而存在，具有提高磁盘基板的强度和颤振特性的效果。如果Zr的含量小于0.01％，则磁盘基板的强度和颤振特性不充分。另一方
面，如果Zr的含量超过1.00％，则生成多个粗大的Al‑Zr系化合物。如果粗大的Al‑Zr系化合
物脱落则产生多个较大的凹陷，所以会产生基底镀层表面的平滑性的降低及基底镀层的剥
离。因此，Zr的含量优选为0.01～1.00％，更优选为0.10～0.50％。

[0080] (Ti+B+V：0.005～0.500％)

[0081] Ti、B及V在铸造时的凝固过程中，生成第二相粒子(TiB2等硼化物、Al3Ti或Ti‑V‑B颗粒等)作为晶核，因此具有使晶粒微细化的效果。如果晶粒微细化，则铝合金组织的尺寸
的不均匀性被抑制，所以能够分别减少磁盘基板中的强度和颤振特性的波动。如果Ti、B及V
的含量合计小于0.005％，不会得到上述效果。如果Ti、B及V的合计含量超过0.500％，则上
述效果饱和，所以也不会得到显著的效果。因此，Ti、B及V的含量合计优选为0.005～
0.500％，更优选为0.005～0.100％的范围。此外，Ti、B及V的含量合计是指，在含有全部这
些元素的情况下是三种元素的合计，在含有这些元素中的两种元素的情况下是两种元素的
合计，在含有这些元素中的一种元素的情况下是一种元素的含量。

[0082] (其他元素)

[0083] 铝合金基板的余量是Al和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出Pb、Ga、Sn等元素。关于不可避免的杂质，如果各元素的含量小于0.1％，且这些元素的含量的合计
小于0.2％，就能够得到磁盘基板的所期望的效果。另外，Al的含量是从铝合金基板的整体
中减去上述元素的含量和不可避免的杂质的含量而得到的量。

[0084] 4.磁盘基板的制造方法

[0085] 磁盘基板的制造方法具有：制作磁盘基板中使用的铝合金基板的原板的工序(S10)；对铝合金基板的原板实施镀敷前处理而制作磁盘用铝合金基板的工序(S20)；以及
对磁盘用铝合金基板实施无电解镀敷而形成基底镀层的工序(S30)。制作铝合金基板的原
板的工序(S10)包含：铸造处理(S11)、均质化处理(S12)、热轧处理(S13)、冷轧处理(S14)、
冲切加工处理(S15)、加压平坦化退火处理(S16)、磨削加工处理(S17)及去应力加热处理
(S18)。另外，工序(S10)如后述那样，优选在加压平坦化退火处理(S16)与磨削加工处理
(S17)之间，包含切削加工处理(S19A)及预磨削加工处理(S19B)的任意一个处理。制作磁盘
用铝合金基板的工序(S20)包含碱脱脂处理(S21)、酸蚀刻处理(S22)、剥黑膜处理(S23)及
浸锌处理(S24)。以下，对各处理进行详细说明。

[0086] (铸造处理(S11))

[0087] 在铸造处理(S11)中，对以成为规定的合金组分的方式调整后的熔液进行铸造，制作铸块。具体地说，通过已知的方法将规定量的原料加热熔融，从而调制具有规定的合金组
分的铝合金熔液。通过半连续铸造(DC铸造)法、连续铸造(CC)法等已知的方法来铸造如此
调制的铝合金熔液。铸造时的冷却速度优选为0.1～1000℃/s。

[0088] 在DC铸造法中，通过喷管注入的熔液由底部块体、被水冷的模具壁、以及被直接喷出到铸块的外周部的冷却水夺去热量，凝固，作为铸块被向下方引出。在CC铸造法中，将熔
液通过铸造喷嘴供给到一对辊(或者铸造带、铸造块)之间，并利用从辊散发的热而直接铸
造薄板。

[0089] 此外，在DC铸造法中，在铸造处理(S11)之后，经过均质化处理(S12)及热轧处理(S13)后进行冷轧处理(S14)，但在CC铸造法中，在铸造处理(S11)之后进行冷轧处理(S14)。
即，在CC铸造法中，不需要均质化处理(S12)及热轧处理(S13)。

[0090] (均质化处理(S12))

[0091] 在铸造处理(S11)之后实施的均质化处理(S12)中，对在铸造处理(S11)中铸造的铝合金的铸块进行均质化。均质化处理(S12)不是必需的处理，而是任选的处理。作为均质
化的条件并没有特别限定，对铸造的铝合金的铸块例如在500℃以上进行0.5h以上的1阶段
加热处理。另外，均质化的加热温度的上限并没有特别限定，但若超过650℃则铝合金可能
发生熔融，因此设为650℃。

[0092] (热轧处理(S13))

[0093] 在均质化处理(S12)之后实施的热轧处理(S13)中，对均质化处理(S12)中均质化后的铝合金的铸块进行热轧，制作热轧板。热轧处理(S13)并不是必需的处理，而是任选的
处理。在进行了均质化处理(S12)的情况下的热轧处理(13)中，热轧的开始温度优选为300
～550℃，热轧的结束温度优选为小于380℃、更优选为300℃以下。热轧的结束温度的下限
并没有特别限定，但为了抑制边缘裂纹等不良情况的产生，设为100℃。

[0094] (冷轧处理(S14))

[0095] 在热轧处理(S13)之后实施的冷轧处理(S14)中，对通过热轧处理(S13)得到的热轧板进行冷轧，制作具有所期望的厚度的铝合金基材(冷轧板)。铝合金基材的厚度例如为
0.45～1.8mm程度。作为冷轧的条件，并没有特别限定，根据磁盘基板的强度、板厚而适当设
定即可，关于轧制率优选为10～95％。

[0096] 此外，为了确保冷轧的加工性，也可以在冷轧前或冷轧的途中进行退火。作为退火的条件，例如在间歇式退火中，优选为200℃以上且小于380℃的温度、0.1～10h。

[0097] (冲切加工处理(S15))

[0098] 在冷轧处理(S14)之后实施的冲切加工处理(S15)中，将通过冷轧处理(S14)得到的铝合金基材冲切为圆环状而形成盘坯。

[0099] (加压平坦化退火处理(S16))

[0100] 在冲切加工处理(S15)之后实施的加压平坦化退火处理(S16)中，对通过冲切加工处理(S15)得到的盘坯以加压状态进行加热。通过进行这样的加压平坦化退火，盘坯的表面
平坦化。在此，盘坯的表面是指盘坯的上表面及下表面。作为加压平坦化退火的条件，对盘
坯例如在220～450℃下进行30min以上的加压退火。

[0101] (切削加工处理(S19A))

[0102] 在加压平坦化退火处理(S16)之后且后述的磨削加工处理(S17)之前，也可以实施切削加工处理(S19A)。在切削加工处理(S19A)中，对盘坯的表面以每一面5μm以上的厚度进
行切削加工。切削加工处理(S19A)并不是必需的处理，而是任选的处理。作为切削加工的条
件，并没有特别限定。

[0103] (预磨削加工处理(S19B))

[0104] 在加压平坦化退火处理(S16)之后且磨削加工处理(S17)之前，也可以实施预磨削2
加工处理(S19B)。在预磨削加工处理(S19B)中，一边以10～500g/cm 的加压力对盘坯的表
面进行加压，一边以每一面1μm以上的厚度进行预磨削加工。预磨削加工比在磨削加工处理
(S17)中进行的磨削加工粗。在预磨削加工中使用的砥石例如粒度比#4000粗。预磨削加工
处理(S19B)并不是必需的处理，而是任选的处理。

[0105] 另外，从增加Fe的存在密度的观点出发，优选进行切削加工处理(S19A)或预磨削加工处理(S19B)。

[0106] (磨削加工处理(S17))

[0107] 在加压平坦化退火处理(S16)之后实施的磨削加工处理(S17)中，对盘坯的表面进行磨削加工。在磨削加工中，一边以砥石夹着盘坯的上表面及下表面进行加压，一边对盘坯
的表面进行磨削。此外，在进行了切削加工处理(S19A)或预磨削加工处理(S19B)的情况下，
进行磨削加工的盘坯的表面，是实施了加工的表面。

[0108] 在磨削加工中使用的砥石，例如粒度为#4000程度。盘坯的加压力为10～500g/2 2 2
cm、优选为30～300g/cm。如果磨削加工时的盘坯的加压力小于10g/cm ，则有时铝合金基
板的原板的表面中的Al‑Fe系化合物的存在密度不会充分增加。另一方面，如果盘坯的加压
2
力大于500g/cm ，则由于加工痕迹变深而表面的凹凸变大，成为镀敷缺陷的原因。另外，在
磨削加工处理(S17)中，对盘坯的表面以每一面1μm以上的厚度进行磨削加工。即，如果磨削
加工处理(S17)中的盘坯的加工量为每一面1μm以上，则铝合金基板的原板的表面中的Al‑
Fe系化合物的存在密度充分地增加。上述加工量的上限并没有特别限定。

[0109] (去应力加热处理(S18))

[0110] 在磨削加工处理(S17)之后实施的去应力加热处理(S18)中，对在磨削加工处理(S17)中进行了磨削加工的盘坯进行加热，从而去除盘坯的应力。通过这样，得到铝合金基
板的原板。作为盘坯的加热条件，例如为在250～400℃下5～15min。

[0111] (碱脱脂处理(S21))

[0112] 在碱脱脂处理(S21)中，对铝合金基板的原板的表面进行脱脂。作为脱脂条件，例如使用市售的AD‑68F(上村工业制)作为脱脂液，脱脂液浓度为200～800mL/L、处理时间(铝
合金基板的原板在脱脂液中的浸渍时间)为3～10min、脱脂液温度为40～70℃。

[0113] (酸蚀刻处理(S22))

[0114] 在碱脱脂处理(S21)之后实施的酸蚀刻处理(S22)中，对在碱脱脂处理(S21)中进行了脱脂的铝合金基板的表面进行酸蚀刻。作为酸蚀刻的条件，例如使用市售的AD‑107F
(上村工业制)作为蚀刻液，蚀刻液浓度为20～100mL/L、处理时间(铝合金基板在蚀刻液中
的浸渍时间)为0.5～5min、蚀刻液温度为50～75℃。

[0115] (剥黑膜处理(S23))

[0116] 在酸蚀刻处理(S22)之后实施的剥黑膜处理(S23)中，对在酸蚀刻处理(S22)中进行了蚀刻的铝合金基板进行剥黑膜处理，从而除去铝合金基板的表面的黑膜。作为剥黑膜
处理条件，例如使用HNO3作为剥黑膜处理液，剥黑膜处理液浓度为10～60％、处理时间(铝
合金基板在剥黑膜处理液中的浸渍时间)为10～120s、剥黑膜处理液温度为15～40℃。

[0117] (浸锌处理(S24))

[0118] 在剥黑膜处理(S23)之后实施的浸锌处理(S24)中，对在剥黑膜处理(S23)中除去了黑膜的铝合金基板进行浸锌处理，从而在铝合金基板的表面形成浸锌被膜。浸锌被膜含
有Zn。通过这样，得到磁盘用铝合金基板。在浸锌处理(S24)中，从铝合金基板与基底镀层的
密接性的观点出发，进行包含第1浸锌处理和第2浸锌处理的两阶段的浸锌处理。

[0119] 在第1浸锌处理中，例如使用市售的AD‑301F‑3X(上村工业制)作为浸锌处理液，以如下条件进行浸锌处理：浸锌处理液浓度100～500mL/L、处理时间(铝合金基板在浸锌处理
液中的浸渍时间)0.1～5min、浸锌处理液温度10～35℃。在第1浸锌处理之后，使用HNO3作
为处理液，以处理液浓度10～60％、处理时间(铝合金基板在处理液中的浸渍时间)10～
120s、处理温度15～40℃的条件，对铝合金基板的表面进行Zn剥离处理。之后，以与第1浸锌
处理基本相同的条件，对进行了Zn剥离处理的铝合金基板进行第2浸锌处理。通过这样，含
有Zn的浸锌被膜形成于铝合金基板的表面。

[0120] 在浸锌处理(S24)之后实施的工序(S30)中，通过对在浸锌处理(S24)中形成了浸锌被膜的铝合金基板实施无电解Ni‑P镀敷，从而使基底镀层(无电解Ni‑P镀层)隔着浸锌被
膜形成于铝合金基板的表面。通过这样，得到磁盘用的磁盘基板。作为无电解Ni‑P镀敷的条
件，例如使用市售的NIMUDEN HDX(上村工业制)作为镀敷液，镀敷液中的Ni浓度为3～10g/
L、处理时间(铝合金基板在镀敷液中的浸渍时间)为30～180min、镀敷液温度为80～95℃。

[0121] 此外，上述试剂仅为一个示例，如果能够得到具有所期望的特性的磁盘基板，则也可以使用与上述试剂不同的试剂。

[0122] 5.磁盘及其制造方法

[0123] 磁盘包括磁盘基板和直接或隔着中间层形成于基底镀层上的磁性层。另外，磁盘也可以在磁性层之外还包括基底层、保护层、润滑层等。这些层由已知的物质构成。

[0124] 磁盘的制造方法具有溅射工序。在溅射工序中，通过溅射法使构成磁性层的材料附着于磁盘基板而形成磁性层。通过这样，得到磁盘。此外，在进行溅射前，也可以通过研磨
等使基底镀层的表面平滑。

[0125] 实施例

[0126] 以下，基于实施例更详细地说明本发明，但本发明并不限定于此。

[0127] 首先，在铸造处理中，以得到具有表1所示的成分组成的铝合金的方式，将原料溶解，调制铝合金熔液。然后，通过DC铸造法铸造铝合金熔液，制作铝合金的铸块。

[0128] 将得到的铸块的两面面切削15mm，在520℃下进行1h的均质化处理。接着，以460℃为开始温度及以280℃为结束温度进行热轧，制作板厚3.0mm的热轧板。

[0129] 对热轧板进行冷轧处理(轧制率73.3％)，制作板厚0.8mm的铝合金基材。在冲切加工处理中，将铝合金基材冲切为外径96mm及内径24mm的圆环状，制作盘坯。

[0130] 接着，对盘坯在1.5MPa的压力下在270℃下进行3h的加压平坦化退火处理，使盘坯的表面平坦化。对平坦化后的盘坯的端面进行切削，制作外径95mm、内径25mm的盘坯。接下
来，以表2所示的条件，对盘坯进行切削加工处理、预磨削加工处理、磨削加工处理。之后，在
270℃下进行10min的去应力加热处理。通过这样，制作铝合金基板的原板。

[0131] 之后，对于铝合金基板的原板，利用AD‑68F(上村工业制)在60℃下进行5min的碱脱脂处理。之后，对于实施了碱脱脂处理的铝合金基板，利用AD‑107F(上村工业制)在65℃
下进行3min的酸蚀刻处理，并利用30％的HNO3水溶液在室温下进行50s的剥黑膜处理。接下
来，对于实施了剥黑膜处理的铝合金基板，利用浸锌处理液(AD‑301F‑3X、上村工业制)在25
℃下进行50s的第1浸锌处理，利用30％的HNO3水溶液在室温下进行60s的Zn剥离处理，并利
用浸锌处理液(AD‑301F‑3X、上村工业制)在25℃下进行60s的第2浸锌处理。

[0132] 对于实施了第2浸锌处理的铝合金基板，利用无电解Ni‑P镀敷液(NIMUDEN HDX、上村工业制)在90℃下实施150min的无电解Ni‑P镀敷，从而形成厚度17μm的无电解Ni‑P镀层
面。接下来，利用毛布进行无电解Ni‑P镀层的表面的精研磨(单面研磨量4μm)，制作磁盘基
板。

[0133] 对如上述这样得到的铝合金基板的原板及磁盘基板进行以下评价。

[0134] (评价1：磁盘基板的辉光放电发射光谱分析)

[0135] 将辉光放电发射光谱分析装置(JY5000RF HORIBA制)的设定设为气体压力400Pa、输出30W，在溅射时间300s下，对从磁盘基板的表面起在深度方向上的Fe的发光强度及Al的
发光强度进行测定。根据测定后的数据，计算溅射时间250s～300s中的Al的发光强度的平
均值，读取成为该平均值的50～84％的溅射时间的区域中的Fe的发光强度的最大值(峰值)
(I(1)Fe(max))。另外，铝合金基板内部的Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))是将溅射时间
250～300s中的Fe的发光强度平均而计算的。并且，计算Fe的发光强度的最大值(I
(1)Fe(max))/Fe的发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))。将结果示于表3。

[0136] (评价2：铝合金基板的原板的辉光放电发射光谱分析)

[0137] 将辉光放电发射光谱分析装置(JY5000RF HORIBA制)的设定设为气体压力400Pa、输出30W，在溅射时间20s下，对从铝合金基板的原板的表面起在深度方向上的Fe的发光强
度及Al的发光强度进行测定。根据测定后的数据，计算溅射时间15s～20s中的Al的发光强
度的平均值，读取成为该平均值的50～84％的溅射时间的区域中的Fe的发光强度的最大值
(峰值)(I(2)Fe(max))。另外，铝合金基板的原板内部的Fe的发光强度的平均值(I(2)Fe(ave))是
将溅射时间15～20s中的Fe的发光强度平均而计算的。并且，计算Fe的发光强度的最大值(I
(2)Fe(max))/Fe的发光强度的平均值(I(2)Fe(ave))。将结果示于表3。

[0138] (评价3：镀敷平滑性)

[0139] 将制作的磁盘基板在50℃的50vol％硝酸中浸渍3min，对无电解Ni‑P镀层的表面进行蚀刻。使用SEM以5000倍的倍率对蚀刻后的无电解Ni‑P镀层的表面进行5视场的拍摄。1
2
视场的面积为536μm。根据所拍摄的5视场的图像，测定形成于无电解Ni‑P镀层的缺陷的数
量，求出5视场的算术平均值。该算数平均值进行了分级，将小于5个/视场记作A、5个以上且
小于10个/视场记作B、10个以上/视场记作C。将结果示于表3。

[0140] (评价4：颤振特性)

[0141] 将制作的磁盘基板在空气的存在下设置在市售的硬盘驱动器中并进行评价。硬盘驱动器使用Seagate制ST2000(商品名)，电动机驱动通过将techno alive制SLD102(商品
名)与电动机直接耦合来进行驱动。磁盘基板的转速设为7200rpm，磁盘基板始终设置有多
张，通过作为激光多普勒振动计的小野测器制LDV1800(商品名)对最上部的磁盘基板的表
面的振动进行观察。利用小野测器制FFT解析装置DS3200(商品名)对观察到的振动进行光
谱分析。观察是在硬盘驱动器的盖上开孔，从该孔观察磁盘基板的表面而进行的。另外，取
下设置于市售的硬盘的挤压板来进行观察。颤振特性的评价根据出现颤振的300Hz至
1500Hz附近的较宽的峰值的最大位移(盘颤振(nm))进行。可知该较宽的峰值被称为NRRO
(Non‑Repeatable Run Out：不可重复偏摆)，对磁头的定位误差造成较大影响。颤振特性的
评价进行了分级，在空气中，将30nm以下记作A、将超过30nm且为50nm以下记作B、将超过
50nm记作C。将结果示于表3。

[0142] 图1是表示对实施例1中的磁盘基板从表面向深度方向进行辉光放电发射光谱分析时的发光强度与溅射时间的关系的曲线图。在磁盘基板的辉光放电发射光谱分析中，沿
磁盘基板的深度方向，从无电解Ni‑P镀层的表面分析至铝合金基板。纵轴表示元素的发光
强度。横轴表示溅射时间。

[0143] 根据图1，在铝合金基板内部的Al的发光强度的平均值为50～84％的溅射时间的区域内，确认到Fe的发光强度的峰值。该峰值的值(I(1)Fe(max))大于铝合金基板内部的Fe的
发光强度的平均值(I(1)Fe(ave))。这意味着，因Al‑Fe系化合物在形成于无电解Ni‑P镀层与
铝合金基板的界面的特定边界区域(D(1)I(50‑84))内富集，所以特定边界区域(D(1)I(50‑84))
中的Fe的存在密度高于铝合金基板内部的Fe的存在密度，也就是说，特定边界区域(D
(1)I(50‑84))中的Al‑Fe系化合物的存在密度高于铝合金基板内部的Al‑Fe系化合物的存在密
度。

[0144] 图2是表示对实施例1中的磁盘基板中使用的铝合金基板的原板从表面向深度方向进行辉光放电发射光谱分析时的发光强度与溅射时间的关系的曲线图。在铝合金基板的
原板的辉光放电发射光谱分析中，沿铝合金基板的原板的深度方向，从铝合金基板的原板
的表面分析至内部。纵轴表示元素的发光强度。横轴表示溅射时间。

[0145] 根据图2，在铝合金基板的原板内部的Al的发光强度的平均值为50～84％的溅射时间的区域内，确认到Fe的发光强度的峰值。该峰值的值(I(2)Fe(max))大于铝合金基板的原
板内部的Fe的发光强度的平均值(I(2)Fe(ave))。这意味着，因Al‑Fe系化合物在形成于铝合
金基板的原板的表面的特定表层区域(D(2)I(50‑84))内富集，所以特定表层区域(D
(2)I(50‑84))中的Fe的存在密度高于铝合金基板的原板内部的Fe的存在密度，也就是说，特定
表层区域(D(2)I(50‑84))中的Al‑Fe系化合物的存在密度高于铝合金基板的原板内部的Al‑Fe
系化合物的存在密度。

[0146] 在实施例1～30、61～73及比较例1～6中，改变铝合金的组成。另外，在实施例31～60及比较例20～23中，改变盘坯的表面加工处理。

[0147] 在实施例1～60中，由于Fe的发光强度及铝合金基板的组成在规定的范围内，所以镀敷平滑性及颤振特性的评价结果为良好。

[0148] 在实施例61中，Fe的含量少，因此第二相粒子少，其结果，颤振特性降低。

[0149] 在实施例62中，Fe的含量多，因此粗大的Al‑Fe系化合物多，由Al‑Fe系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0150] 在实施例63中，Mn的含量少，因此第二相粒子少，其结果，颤振特性降低。

[0151] 在实施例64中，Mn的含量多，因此粗大的Al‑Mn系化合物多，由Al‑Mn系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0152] 在比较例1中，Cu的含量少，因此第二相粒子少，其结果，颤振特性降低。另外，浸锌被膜不均匀，在无电解Ni‑P镀层的表面产生缺陷，因此镀敷平滑性降低。

[0153] 在比较例2中，Cu的含量多，因此粗大的Al‑Cu系化合物多，由Al‑Cu系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0154] 在比较例3中，Zn的含量少，因此第二相粒子少，其结果，颤振特性降低。另外，浸锌被膜不均匀，在无电解Ni‑P镀层的表面产生缺陷，因此镀敷平滑性降低。

[0155] 在比较例4中，Zn的含量多，因此母相的电位过低，浸锌被膜变得不均匀，在无电解Ni‑P镀层的表面产生缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0156] 在实施例65中，Si的含量多，因此粗大的Si粒子多，由Si粒子的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0157] 在实施例66中，Ni的含量多，因此粗大的Al‑Ni系化合物多，由Al‑Ni系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0158] 在比较例5中，Mg的含量多，因此不能进行轧制，其结果，不能制作磁盘基板。

[0159] 在实施例67中，Cr的含量多，因此粗大的Al‑Cr系化合物多，由Al‑Cr系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0160] 在实施例68中，Zr的含量多，因此粗大的Al‑Zr系化合物多，由Al‑Zr系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0161] 在实施例69中，Fe的含量多，因此粗大的Al‑Fe系化合物多，由Al‑Fe系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0162] 在实施例70中，Fe和Cu的含量多，因此粗大的Al‑Fe系化合物和粗大的Al‑Cu系化合物多，由这些化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷
平滑性降低。

[0163] 在比较例6中，Mg的含量多(Si、Ni、Cr、Zr的含量也多)，因此不能进行轧制，其结果，不能制作磁盘基板。

[0164] 在实施例71中，Si和Cr的含量多，因此粗大的Si粒子和粗大的Al‑Cr系化合物多，由Si粒子和Al‑Cr系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，
镀敷平滑性降低。

[0165] 在实施例72中，Mn的含量多，因此粗大的Al‑Mn系化合物多，由Al‑Mn系化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0166] 在实施例73中，Fe、Mn、Cu的含量多，因此粗大的Al‑Fe系化合物和Al‑Mn系化合物和Al‑Cu系化合物多，由这些化合物的脱落造成的较大的凹陷成为无电解Ni‑P镀层的缺陷，
其结果，镀敷平滑性降低。另外，Zn的含量多，因此母相的电位过低，浸锌被膜变得不均匀，
在无电解Ni‑P镀层的表面产生缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0167] 在比较例20中，未实施表面加工处理，因此Al‑Fe系化合物未在铝合金基板的原板的表面富集，产生无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平滑性降低。

[0168] 在比较例21中，磨削加工处理时的加压力低，因此在铝合金基板的原板的表面富集的Al‑Fe系化合物的存在密度未充分增加，产生无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀敷平
滑性降低。

[0169] 在比较例22～23中，磨削加工处理的加工厚度少，因此在铝合金基板的原板的表面富集的Al‑Fe系化合物的存在密度未充分增加，产生无电解Ni‑P镀层的缺陷，其结果，镀
敷平滑性降低。

[0170] [表1]

[0171]

[0172] [表2]

[0173]

[0174]

[0175] [表3]

[0176] [工业可利用性]

[0177] 根据以上所说明的实施方式，能够提供一种提高颤振特性，并有效地减少在通过无电解镀敷形成的基底镀层的表面产生的缺陷的磁盘基板。由此，能够提供一种磁盘，该磁
盘能够使由磁盘基板的薄壁化带来的搭载张数增加及每一张的存储容量增加，有助于HDD
的高容量化。