磁盘用铝合金板及其制造方法，以及使用该磁盘用铝合金板的磁盘转让专利
申请号 : CN201980068059.5
文献号 : CN112840399B
文献日 : 2022-04-26
发明人 : 北脇高太郎 , 五十岚悠 , 神谷京佑 , 松居悠 , 米光诚 , 坂本辽 , 畠山英之 , 太田裕己
申请人 : 株式会社UACJ , 古河电气工业株式会社
摘要 :
一种磁盘用铝合金板及其制造方法，以及使用该磁盘用铝合金板的磁盘，其特征在于，由含有Fe：0.10～3.00mass％、Cu：0.003～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的铝合金构成，将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，区域(A)与区域(B)中的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与区域(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的值为0.50以下。
权利要求 :
1.一种磁盘用铝合金板，其特征在于，由含有Fe：0.10～3.00mass％、Cu：0.003～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％，还含有从含量的合计为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的铝合金构成，将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域A，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域B，所述区域A与所述区域B中的第二相粒子的面积率(％)的差除以所述区域A与所述区域B的第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的值为0.50以下，具有15～50μm的当量圆直径的Ti系化合物粒子的分布密2
度为5个/mm以下，
所述区域A与所述区域B的所述第二相粒子的面积率(％)是指：基于在所述区域A与所述区域B中分别拍摄的图像，计算出所述第二相粒子的面积，分别除以在所述区域A或所述区域B中拍摄的图像的全视野的面积而得到的比例(％)。
2.如权利要求1所述的磁盘用铝合金板，其特征在于，所述铝合金还含有从Mn：0.1～3.0mass％、Si：0.1～5.0mass％、Ni：0.1～8.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。
3.一种磁盘，其特征在于，
在由如权利要求1或2所述的磁盘用铝合金板构成的铝合金基板的表面，设有无电解Ni‑P镀敷处理层和其上的磁性体层。
4.一种如权利要求1或2所述的磁盘用铝合金板的制造方法，其特征在于，包括：使用所述铝合金来熔炼熔液的熔液熔炼工序，通过半连续铸造法由熔炼的熔液铸造铸锭的工序，对铸锭进行热轧的热轧工序，以及对热轧板进行冷轧的冷轧工序；在所述熔液熔炼工序中，在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始所述进行铸造的工序。
5.一种如权利要求1或2所述的磁盘用铝合金板的制造方法，其特征在于，包括：使用所述铝合金来熔炼熔液的熔液熔炼工序，通过连续铸造法由熔炼的熔液铸造铸造板的工序，以及对连续铸造的铸造板进行冷轧的冷轧工序；在所述熔液熔炼工序中，在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始所述铸造的工序。
说明书 :
磁盘用铝合金板及其制造方法，以及使用该磁盘用铝合金板
的磁盘
技术领域
[0001] 本发明涉及具有良好的颤振特性的磁盘用铝合金板及其制造方法，以及使用该磁盘用铝合金板的磁盘。
背景技术
[0002] 用于电脑的存储装置的磁盘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。例如由基于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％以下及Zn：0.25mass％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成)的铝合金为
基本的基板等制造。
0.40mass％以下、Mn：0.20～0.70mass％、Cr：0.05～0.25mass％、Cu：0.10mass％以下、Ti：
0.15mass％以下及Zn：0.25mass％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成)的铝合金为
基本的基板等制造。
[0003] 一般的磁盘的制造通过以下工序进行：首先制作圆环状铝合金基板，对该铝合金基板施加镀敷，接着使磁性体附着于该铝合金基板的表面。
[0004] 例如，由所述JIS5086合金构成的铝合金制磁盘通过以下制造工序制造。首先，铸造采用规定的化学成分的铝合金素材，对该铸锭实施热轧，接着实施冷轧，制作具有作为磁
盘所需的厚度的轧制材料。对该轧制材料，优选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，为了除去因所述制造工序而产生的应变等，层叠多个制成圆
环状的铝合金板，通过一边从两端部的两面进行加压一边实施退火而进行使其平坦化的加
压退火，从而制作圆环状铝合金基板。
盘所需的厚度的轧制材料。对该轧制材料，优选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，为了除去因所述制造工序而产生的应变等，层叠多个制成圆
环状的铝合金板，通过一边从两端部的两面进行加压一边实施退火而进行使其平坦化的加
压退火，从而制作圆环状铝合金基板。
[0005] 作为前处理，对这样制作的圆环状铝合金基板实施切削加工、磨削加工、脱脂、蚀刻及浸锌处理(Zn置换处理)，接着作为基底处理，无电解镀敷作为硬质非磁性金属的Ni‑P，
在对该镀敷表面实施抛光后，将磁性体溅射于Ni‑P无电解镀敷表面从而制造铝合金制磁
盘。
在对该镀敷表面实施抛光后，将磁性体溅射于Ni‑P无电解镀敷表面从而制造铝合金制磁
盘。
[0006] 然而，近年来，磁盘由于多媒体等的需求而要求大容量化及高密度化、进而要求高速化。为实现大容量化，随着搭载于存储装置的磁盘的张数增加，还要求磁盘的薄壁化。
[0007] 另外，随着薄壁化、高速化，伴随刚性的降低、高速旋转而造成的流体力的增加的激振力增加，容易产生盘颤振。这起因于，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)的产生。认为这样的现象是如果基板的刚性低则磁
盘的振动变大，磁头无法追随该变化而产生的。如果产生颤振，则作为读取部的磁头的定位
误差增加。因此，强烈要求减少盘颤振。
气流，由该气流引起磁盘的振动(颤振)的产生。认为这样的现象是如果基板的刚性低则磁
盘的振动变大，磁头无法追随该变化而产生的。如果产生颤振，则作为读取部的磁头的定位
误差增加。因此，强烈要求减少盘颤振。
[0008] 另外，由于磁盘的高密度化，每1比特的磁区域越来越微小化。随着该微小化，容易产生由磁头的定位误差的偏移而导致的读取错误，强烈要求减少作为磁头的定位误差的主
要原因的盘颤振。
要原因的盘颤振。
[0009] 根据这样的实际情况，近年来，强烈期望具有高强度且盘颤振小的特性的磁盘用铝合金基板，进行了研究。例如，提出了在硬盘驱动器内安装具有与盘相对的板的气流抑制
部件的方案。在专利文献1中提出了一种在致动器的上游侧设置空气扰流器的磁盘装置。该
空气扰流器使朝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。另外，空气扰
流器通过使磁盘上的气流变弱来抑制盘颤振。另外，在专利文献2中提出了一种通过大量含
有有助于铝合金板的强度提高的Si来提高强度的方法。
部件的方案。在专利文献1中提出了一种在致动器的上游侧设置空气扰流器的磁盘装置。该
空气扰流器使朝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。另外，空气扰
流器通过使磁盘上的气流变弱来抑制盘颤振。另外，在专利文献2中提出了一种通过大量含
有有助于铝合金板的强度提高的Si来提高强度的方法。
[0010] 但是，在专利文献1所公开的方法中，由于设置的空气扰流器与磁盘用基板的间隔的不同而颤振抑制效果不同，需要部件的高精度，因此导致部件成本的增大。
[0011] 另外，专利文献2所示的大量含有Si的方法对于提高强度是有效的，且能够减小出现颤振的300～1500Hz附近的较宽的波峰的位移，但不能减小1500～2000Hz附近的较宽的
波峰的位移，现状是无法得到作为目标的颤振特性。
波峰的位移，现状是无法得到作为目标的颤振特性。
[0012] [在先技术文献]
[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：国际公开第2016/068293号
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板及其制造方法，以及使用该磁盘用铝合金板的磁盘。
[0018] [用于解决技术课题的技术方案]
[0019] 即，在本发明的方案1中，磁盘用铝合金板的特征在于，由含有Fe：0.10～3.00mass％、Cu：0.003～1.000mass％、Zn：0.005～1.000mass％，剩余部分由Al及不可避免
的杂质构成的铝合金构成，将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域(A)，将从板厚
中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，所述区域(A)与所述区域(B)中的第二相粒子
的面积率(％)的差除以所述区域(A)与所述区域(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值
而得到的值为0.50以下。
的杂质构成的铝合金构成，将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域(A)，将从板厚
中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，所述区域(A)与所述区域(B)中的第二相粒子
的面积率(％)的差除以所述区域(A)与所述区域(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值
而得到的值为0.50以下。
[0020] 在本发明的方案2中，方案1中的所述铝合金还含有从Mn：0.1～3.0mass％、Si：0.1～5.0mass％、Ni：0.1～8.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01
～1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。
～1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。
[0021] 在本发明的方案3中，方案1或2的任意一项中的所述铝合金还含有从含量的合计为0.005～0.500mass％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。
[0022] 在本发明的方案4中，磁盘的特征在于，在由如方案1至3的任意一项所述的磁盘用铝合金板构成的铝合金基板的表面，设有无电解Ni‑P镀敷处理层和其上的磁性体层。
[0023] 在本发明的方案5中，如方案1至3的任意一项所述的磁盘用铝合金板的制造方法的特征在于，包括：使用所述铝合金来熔炼熔液的熔液熔炼工序，通过半连续铸造法由熔炼
的熔液铸造铸锭的半连续铸造工序，对铸锭进行热轧的热轧工序，以及对热轧板进行冷轧
的冷轧工序；在所述熔液熔炼工序中，在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始半连
续铸造工序。
的熔液铸造铸锭的半连续铸造工序，对铸锭进行热轧的热轧工序，以及对热轧板进行冷轧
的冷轧工序；在所述熔液熔炼工序中，在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始半连
续铸造工序。
[0024] 在本发明的方案6中，如方案1至3的任意一项所述的磁盘用铝合金板的制造方法的特征在于，包括：使用所述铝合金来熔炼熔液的熔液熔炼工序，通过连续铸造法由熔炼的
熔液铸造铸造板的连续铸造工序，以及对连续铸造的铸造板进行冷轧的冷轧工序；在所述
熔液熔炼工序中，在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始连续铸造工序。
熔液铸造铸造板的连续铸造工序，以及对连续铸造的铸造板进行冷轧的冷轧工序；在所述
熔液熔炼工序中，在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始连续铸造工序。
[0025] [发明效果]
[0026] 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板及其制造方法，以及使用该磁盘用铝合金板的磁盘。
附图说明
[0027] 图1是表示本发明的磁盘用铝合金板及磁盘的制造方法的流程图。
[0028] 图2是表示本发明的板厚0.8mm的磁盘用铝合金板中的区域(A)和区域(B)的示意图。
具体实施方式
[0029] 本发明的磁盘以本发明的磁盘用铝合金板为材料。首先，制作该磁盘用铝合金板。接着，将该磁盘用铝合金板冲切为圆环状的盘坯并进行加压退火制作坯料后，实施切削、磨
削的加工制成磁盘用铝合金基板。进而，对该磁盘用铝合金基板实施脱脂、蚀刻、浸锌处理、
Ni‑P镀敷处理制成磁盘用铝合金基盘。最后，在磁盘用铝合金基盘上设置磁性体层制成磁
盘。
削的加工制成磁盘用铝合金基板。进而，对该磁盘用铝合金基板实施脱脂、蚀刻、浸锌处理、
Ni‑P镀敷处理制成磁盘用铝合金基盘。最后，在磁盘用铝合金基盘上设置磁性体层制成磁
盘。
[0030] 本发明人等着眼于磁盘的强度及颤振特性与作为素材的铝合金板的关系，对这些关系进行了深入调查研究。其结果，发现铝合金板的Fe含量、第二相粒子对在空气中或氦气
中测定的磁盘的颤振特性造成较大的影响。
中测定的磁盘的颤振特性造成较大的影响。
[0031] 因此，本发明人等对于磁盘用铝合金板中Fe含量以及作为金属组织在板厚方向上的第二相粒子的面积率进行了研究，结果发现通过使用以下的磁盘用铝合金板作为素材，
磁盘的颤振特性得到提高，完成了本发明，该磁盘用铝合金板含有Fe：0.10～3.00mass％
(以下，简写为“％”)、Cu：0.003～1.000％、Zn：0.005～1.000％，将从板厚中心面到板的表
面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，区域(A)
与(B)中的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的
平均值而得到的值为0.50以下。
磁盘的颤振特性得到提高，完成了本发明，该磁盘用铝合金板含有Fe：0.10～3.00mass％
(以下，简写为“％”)、Cu：0.003～1.000％、Zn：0.005～1.000％，将从板厚中心面到板的表
面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，区域(A)
与(B)中的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的
平均值而得到的值为0.50以下。
[0032] A.本发明的磁盘用铝合金板
[0033] 以下，对本发明的磁盘用铝合金板(以下，简写为“本发明的铝合金板”或“铝合金板”)进行详细说明。
[0034] 1.合金组分
[0035] 以下，对构成本发明的使用Al‑Fe系合金的铝合金板的铝合金组分及其含量进行说明。
[0036] Fe：
[0037] Fe是必需元素，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，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。如果对这样的材料施加振动，则由于第
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，可得到极其良好的颤振特性。
如果铝合金中的Fe含量小于0.10％，则不能得到充分的强度和颤振特性。另一方面，如果Fe
含量超过3.00％，则生成大量粗大的Al‑Fe系金属间化合物粒子。这样的粗大的Al‑Fe系金
属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，
产生镀敷表面的平滑性的降低及镀敷剥离。另外，还产生轧制工序中的加工性降低。因此，
铝合金中的Fe含量设为0.10～3.00％的范围。Fe含量优选为0.40～2.00％，更优选为0.80
～1.80％的范围。
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，可得到极其良好的颤振特性。
如果铝合金中的Fe含量小于0.10％，则不能得到充分的强度和颤振特性。另一方面，如果Fe
含量超过3.00％，则生成大量粗大的Al‑Fe系金属间化合物粒子。这样的粗大的Al‑Fe系金
属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，
产生镀敷表面的平滑性的降低及镀敷剥离。另外，还产生轧制工序中的加工性降低。因此，
铝合金中的Fe含量设为0.10～3.00％的范围。Fe含量优选为0.40～2.00％，更优选为0.80
～1.80％的范围。
[0038] Cu：
[0039] Cu是必需元素，发挥以下效果：减少浸锌处理时的Al溶解量，另外使浸锌被膜均匀、薄、致密地附着，提高下一工序的镀敷工序中的平滑性及密接性。如果铝合金中的Cu含
量小于0.003％，则浸锌被膜变得不均匀，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另
外，容易产生镀敷剥离。另一方面，如果铝合金中的Cu含量超过1.000％，则生成大量粗大的
Al‑Cu系金属间化合物粒子，在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较
大的凹陷，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另外，容易产生镀敷剥离。因此，
铝合金中的Cu含量设为0.003～1.000％的范围。Cu含量优选为0.005～0.400％的范围。
量小于0.003％，则浸锌被膜变得不均匀，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另
外，容易产生镀敷剥离。另一方面，如果铝合金中的Cu含量超过1.000％，则生成大量粗大的
Al‑Cu系金属间化合物粒子，在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较
大的凹陷，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另外，容易产生镀敷剥离。因此，
铝合金中的Cu含量设为0.003～1.000％的范围。Cu含量优选为0.005～0.400％的范围。
[0040] Zn：
[0041] Zn是必需元素，发挥以下效果：减少浸锌处理时的Al溶解量，另外使浸锌被膜均匀、薄、致密地附着，提高下一工序的镀敷工序中的平滑性及密接性。如果铝合金中的Zn含
量小于0.005％，则浸锌被膜变得不均匀，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另
外，容易产生镀敷剥离。另一方面，如果铝合金中的Zn含量超过1.000％，则浸锌被膜变得不
均匀，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另外，容易产生镀敷剥离。因此，铝合
金中的Zn含量设为0.005～1.000％的范围。Zn含量优选为0.100～0.700％的范围。
量小于0.005％，则浸锌被膜变得不均匀，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另
外，容易产生镀敷剥离。另一方面，如果铝合金中的Zn含量超过1.000％，则浸锌被膜变得不
均匀，在镀敷表面产生凹坑，镀敷表面的平滑性降低。另外，容易产生镀敷剥离。因此，铝合
金中的Zn含量设为0.005～1.000％的范围。Zn含量优选为0.100～0.700％的范围。
[0042] 为了进一步提高磁盘的强度和颤振特性，作为构成铝合金板的铝合金组分的第一选择性元素，也可以还含有从Mn：0.1～3.0mass％、Si：0.1～5.0mass％、Ni：0.1～
8.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～1.00mass％构成的组
中选择的1种或2种以上。另外，作为第二选择性元素，也可以还含有从含量的合计为0.005
～0.500mass％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。以下，对这些选择元素进行说
明。
8.0mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～1.00mass％构成的组
中选择的1种或2种以上。另外，作为第二选择性元素，也可以还含有从含量的合计为0.005
～0.500mass％的Ti、B及V构成的组中选择的1种或2种以上。以下，对这些选择元素进行说
明。
[0043] Mn：
[0044] Mn作为第二相粒子(Al‑Mn系金属间化合物等)、固溶元素而存在，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。如果对这样的材料施加振动，则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，可得到极其良好的颤振特性。通过铝合金中的Mn含量为
0.1％以上，能够进一步提高使磁盘的强度和颤振特性提高的效果。另外，通过Mn含量为
3.0％以下，抑制粗大的Al‑Mn系金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Al‑Mn
系金属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹
陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧
制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Mn含量优选为0.1～3.0％的范围，更优选为0.1
～2.0％的范围。
的粘性流动，振动能量被迅速吸收，可得到极其良好的颤振特性。通过铝合金中的Mn含量为
0.1％以上，能够进一步提高使磁盘的强度和颤振特性提高的效果。另外，通过Mn含量为
3.0％以下，抑制粗大的Al‑Mn系金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Al‑Mn
系金属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹
陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧
制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Mn含量优选为0.1～3.0％的范围，更优选为0.1
～2.0％的范围。
[0045] Si：
[0046] Si主要作为第二相粒子(Si粒子等)而存在，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。如果对这样的材料施加振动，则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，可得到极其良好的颤振特性。通过铝合金中的Si含量为0.1％以上，能够进一
步提高使磁盘的强度和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Si含量为5.0％以下，
抑制粗大的Si粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Si粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加
工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑性的降低及镀
敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Si含量
优选为0.1～5.0％的范围，更优选为0.1～0.4％的范围。
被迅速吸收，可得到极其良好的颤振特性。通过铝合金中的Si含量为0.1％以上，能够进一
步提高使磁盘的强度和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Si含量为5.0％以下，
抑制粗大的Si粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Si粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加
工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑性的降低及镀
敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Si含量
优选为0.1～5.0％的范围，更优选为0.1～0.4％的范围。
[0047] Ni：
[0048] Ni主要作为第二相粒子(Al‑Ni系金属间化合物等)而存在，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。如果对这样的材料施加振动，则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，可得到极其良好的颤振特性。通过铝合金中的Ni含量为
0.1％以上，能够进一步提高使磁盘的强度和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的
Ni含量为8.0％以下，抑制粗大的Al‑Ni系金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗
大的Al‑Ni系金属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产
生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进
一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Ni含量优选为0.1～8.0％的范围，更
优选为0.1～6.0％的范围。
性流动，振动能量被迅速吸收，可得到极其良好的颤振特性。通过铝合金中的Ni含量为
0.1％以上，能够进一步提高使磁盘的强度和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的
Ni含量为8.0％以下，抑制粗大的Al‑Ni系金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗
大的Al‑Ni系金属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产
生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进
一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Ni含量优选为0.1～8.0％的范围，更
优选为0.1～6.0％的范围。
[0049] Mg：
[0050] Mg主要作为第二相粒子(Mg‑Si系金属间化合物等)而存在，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。通过铝合金中的Mg含量为0.1％以上，能够进一步提高使磁盘的强度和
颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Mg含量为6.0％以下，抑制粗大的Mg‑Si系金属
间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Mg‑Si系金属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌
处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑
性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合
金中的Mg含量优选为0.1～6.0％的范围，更优选为大于0.3％且小于1.0％的范围。
颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Mg含量为6.0％以下，抑制粗大的Mg‑Si系金属
间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Mg‑Si系金属间化合物粒子在蚀刻时、浸锌
处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的平滑
性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合
金中的Mg含量优选为0.1～6.0％的范围，更优选为大于0.3％且小于1.0％的范围。
[0051] Cr：
[0052] Cr主要作为第二相粒子(Al‑Cr系金属间化合物等)而存在，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。通过铝合金中的Cr含量为0.01％以上，能够进一步提高使磁盘的强度
和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Cr含量为1.00％以下，抑制粗大的Al‑Cr系
金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Al‑Cr系金属间化合物粒子在蚀刻时、
浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的
平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，
铝合金中的Cr含量优选为0.01～1.00％的范围，更优选为0.10～0.50％的范围。
和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Cr含量为1.00％以下，抑制粗大的Al‑Cr系
金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Al‑Cr系金属间化合物粒子在蚀刻时、
浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的
平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，
铝合金中的Cr含量优选为0.01～1.00％的范围，更优选为0.10～0.50％的范围。
[0053] Zr：
[0054] Zr主要作为第二相粒子(Al‑Zr系金属间化合物等)而存在，发挥提高磁盘的强度和颤振特性的效果。通过铝合金中的Zr含量为0.01％以上，能够进一步提高使磁盘的强度
和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Zr含量为1.00％以下，抑制粗大的Al‑Zr系
金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Al‑Zr系金属间化合物粒子在蚀刻时、
浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的
平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，
铝合金中的Zr含量优选为0.01～1.00％的范围，更优选为0.10～0.50％的范围。
和颤振特性提高的效果。另外，通过铝合金中的Zr含量为1.00％以下，抑制粗大的Al‑Zr系
金属间化合物粒子大量生成。通过抑制这样的粗大的Al‑Zr系金属间化合物粒子在蚀刻时、
浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，能够进一步抑制镀敷表面的
平滑性的降低及镀敷剥离的产生。另外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，
铝合金中的Zr含量优选为0.01～1.00％的范围，更优选为0.10～0.50％的范围。
[0055] Ti、B、V：
[0056] Ti、B及V在铸造时的凝固过程中形成第二相粒子(TiB2等硼化物或者Al3Ti、Ti‑V‑B粒子等)，它们成为晶粒核，因此能够使晶粒微细化。其结果，镀敷性改善。另外，通过晶粒微
细化而减小第二相粒子的尺寸的不均匀性，发挥减小磁盘强度和颤振特性的偏差的效果。
但如果Ti、B及V的含量的合计小于0.005％，不能得到上述效果。另一方面，即使Ti、B及V的
含量的合计超过0.500％，其效果也饱和，不能得到更显著的改善效果。因此，在添加Ti、B及
V的情况下的Ti、B及V的含量的合计优选为0.005～0.500％的范围，更优选为0.005～
0.100％的范围。此外，合计量在仅含有Ti、B及V的任意一种的情况下是这一种的量，在含有
任意两种的情况下是这两种的合计量，在三种全部含有的情况下是这三种的合计量。
细化而减小第二相粒子的尺寸的不均匀性，发挥减小磁盘强度和颤振特性的偏差的效果。
但如果Ti、B及V的含量的合计小于0.005％，不能得到上述效果。另一方面，即使Ti、B及V的
含量的合计超过0.500％，其效果也饱和，不能得到更显著的改善效果。因此，在添加Ti、B及
V的情况下的Ti、B及V的含量的合计优选为0.005～0.500％的范围，更优选为0.005～
0.100％的范围。此外，合计量在仅含有Ti、B及V的任意一种的情况下是这一种的量，在含有
任意两种的情况下是这两种的合计量，在三种全部含有的情况下是这三种的合计量。
[0057] 其他元素：
[0058] 另外，本发明中使用的铝合金的剩余部分由Al和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，若各元素小于0.10％，且合计小于0.20％，则不会损害作
为本发明中得到的铝合金板的特性。
为本发明中得到的铝合金板的特性。
[0059] 2.第二相粒子的分布状态
[0060] 接着，对本发明的铝合金板中的第二相粒子的分布状态进行说明。
[0061] 在本发明的铝合金板中，在金属组织中，将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，将区域(A)与(B)中的
第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而
得到的值规定为0.50以下。此外，由于区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差存在
为正的情况也存在为负的情况，因此在本发明中规定为绝对值。
第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而
得到的值规定为0.50以下。此外，由于区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差存在
为正的情况也存在为负的情况，因此在本发明中规定为绝对值。
[0062] 在此，第二相粒子是指析出物或结晶物，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粒子、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)、Al‑Zr系
金属间化合物(Al3Zr等)等粒子等。
间化合物(Al6Mn、Al‑Mn‑Si)、Si粒子、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)、Al‑Zr系
金属间化合物(Al3Zr等)等粒子等。
[0063] 在本发明的铝合金板的金属组织中，通过将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，将区域(A)与(B)的第
二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而得
到的值设为0.50以下，铝合金板的平坦度变得良好，发挥优异的颤振特性。由于第二相粒子
的硬度远远高于Al基体，因此如果在区域(A)与(B)中第二相粒子的面积率较大地不同，则
区域(A)与(B)的硬度不同。其结果，进行加压退火时在区域(A)与(B)中变形量不同，即使进
行加压退火也不能得到良好的平坦度。使用这样的平坦度大的铝合金材料的磁盘，其工作
时的空气阻力变大，颤振特性降低。另一方面，使用该平坦度小的铝合金材料的磁盘，能够
抑制颤振特性的降低。此外，在此良好的平坦度是指30μm以下的平坦度。
二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而得
到的值设为0.50以下，铝合金板的平坦度变得良好，发挥优异的颤振特性。由于第二相粒子
的硬度远远高于Al基体，因此如果在区域(A)与(B)中第二相粒子的面积率较大地不同，则
区域(A)与(B)的硬度不同。其结果，进行加压退火时在区域(A)与(B)中变形量不同，即使进
行加压退火也不能得到良好的平坦度。使用这样的平坦度大的铝合金材料的磁盘，其工作
时的空气阻力变大，颤振特性降低。另一方面，使用该平坦度小的铝合金材料的磁盘，能够
抑制颤振特性的降低。此外，在此良好的平坦度是指30μm以下的平坦度。
[0064] 在本发明的铝合金板的金属组织中，将从板厚中心面到板的表面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，在区域(A)与(B)的第二相
粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的
值超过0.50的情况下，由于在区域(A)与(B)中第二相粒子的面积率较大地不同，因此即使
进行加压退火也不能得到良好的平坦度。因此，磁盘装置工作时的空气阻力变大，颤振特性
降低。因此，将区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相
粒子的面积率(％)的平均值而得到的值规定为0.50以下，优选规定为0.40以下。在此，平均
值是指算术平均值。此外，区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)是指在区域(A)与(B)
中拍摄SEM的组成(COMPO)像，计算对比度与基体不同的第二相粒子的面积，除以在区域(A)
或(B)中拍摄的全视野的面积而得到的比例(％)。在SEM的COMPO像中，第二相粒子的Al‑Fe
系金属间化合物等作为比基体白的对比度的像显现，Mg‑Si系金属间化合物等作为比基体
黑的对比度的像显现。
粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的
值超过0.50的情况下，由于在区域(A)与(B)中第二相粒子的面积率较大地不同，因此即使
进行加压退火也不能得到良好的平坦度。因此，磁盘装置工作时的空气阻力变大，颤振特性
降低。因此，将区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相
粒子的面积率(％)的平均值而得到的值规定为0.50以下，优选规定为0.40以下。在此，平均
值是指算术平均值。此外，区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)是指在区域(A)与(B)
中拍摄SEM的组成(COMPO)像，计算对比度与基体不同的第二相粒子的面积，除以在区域(A)
或(B)中拍摄的全视野的面积而得到的比例(％)。在SEM的COMPO像中，第二相粒子的Al‑Fe
系金属间化合物等作为比基体白的对比度的像显现，Mg‑Si系金属间化合物等作为比基体
黑的对比度的像显现。
[0065] 3.厚度
[0066] 在本发明的实施方式中，铝合金板的厚度优选为0.35mm以上。如果铝合金板的厚度小于0.35mm，则有可能由于硬盘驱动器的安装时等发生的落下等产生的加速力而变形。
但如果能够通过进一步增加屈服强度而抑制变形则不限于此。此外，如果铝合金板的厚度
超过1.90mm，虽然颤振特性改善但能够搭载于硬盘内的盘张数减少，因此不优选。因此，铝
合金板的厚度更优选为0.35～1.90mm，进而优选为0.50～1.40mm。
但如果能够通过进一步增加屈服强度而抑制变形则不限于此。此外，如果铝合金板的厚度
超过1.90mm，虽然颤振特性改善但能够搭载于硬盘内的盘张数减少，因此不优选。因此，铝
合金板的厚度更优选为0.35～1.90mm，进而优选为0.50～1.40mm。
[0067] B.本发明的铝合金板的制造方法
[0068] 按照图1的流程进行说明。此外，步骤S103及S104之外的S步骤在(a)与(b)中相同，因此有时没有明确说明。首先，(a)的铝合金熔液的熔炼(步骤S101)、铝合金的半连续铸造
(步骤S102)～冷轧(步骤S105)、以及(b)的铝合金熔液的熔炼(步骤S101)、铝合金的连续铸
造(步骤S102)及冷轧(步骤S105)是制作铝合金板的工序(步骤S106)。接着，制作使用该铝
合金板的盘坯(步骤S107)和加压平坦化处理(步骤S108)的工序是制作铝合金基板的工序
(步骤S109)。进而，使用该铝合金基板的浸锌处理(步骤S110)和Ni‑P镀敷处理(步骤S111)
的工序是制作铝合金基盘的工序(步骤S112)。最后，通过使磁性体附着于该铝合金基盘的
工序(步骤S113)完成磁盘。
(步骤S102)～冷轧(步骤S105)、以及(b)的铝合金熔液的熔炼(步骤S101)、铝合金的连续铸
造(步骤S102)及冷轧(步骤S105)是制作铝合金板的工序(步骤S106)。接着，制作使用该铝
合金板的盘坯(步骤S107)和加压平坦化处理(步骤S108)的工序是制作铝合金基板的工序
(步骤S109)。进而，使用该铝合金基板的浸锌处理(步骤S110)和Ni‑P镀敷处理(步骤S111)
的工序是制作铝合金基盘的工序(步骤S112)。最后，通过使磁性体附着于该铝合金基盘的
工序(步骤S113)完成磁盘。
[0069] 首先，对制造铝合金板的工序进行说明。首先，通过按照常规方法进行加热熔融来熔炼具有上述成分组成的铝合金素材的熔液(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，由熔炼的铝合金素材的熔液铸造铝合金(步骤S102)。在此，DC铸
造法和CC铸造法如下所述。
法或连续铸造(CC铸造)法，由熔炼的铝合金素材的熔液铸造铝合金(步骤S102)。在此，DC铸
造法和CC铸造法如下所述。
[0070] 在DC铸造法中，通过喷口注入的熔液被底部块、水冷的模具的壁、以及向锭(铸锭)的外周部直接喷出的冷却水夺取热而凝固，作为铸锭被向下方引出。
[0071] 在CC铸造法中，将熔液通过铸造喷嘴供给到一对辊(或铸造带、铸造块)之间，并利用辊的吸热而直接铸造薄板。
[0072] DC铸造法与CC铸造法的显著不同在于铸造时的冷却速度。在冷却速度大的CC铸造法中，特征在于，第二相粒子的尺寸比DC铸造小。
[0073] 在所述铸造工序中，需要在向熔液中添加微细化剂后1～60分钟之内开始铸造。作为在铝合金铸造时使用的微细化剂，可举出Al‑Ti‑B系、Al‑Ti‑C系等。通过添加微细化剂，
微细化剂中含有的TiB2、Al3Ti、TiC等化合物粒子成为第二相粒子的核，第二相粒子的分布
变得更均匀。
微细化剂中含有的TiB2、Al3Ti、TiC等化合物粒子成为第二相粒子的核，第二相粒子的分布
变得更均匀。
[0074] 将从向熔液中添加微细化剂起到开始铸造为止的时间设为1～60分钟之内。此外，从向熔液中添加微细化剂起到开始铸造为止的时间优选设为5～30分钟之内。
[0075] 在向熔液中添加微细化剂后不足1分钟就开始铸造的情况下，熔液中的TiB2等化合物粒子不均匀地分散，第二相粒子的分布变得不均匀。其结果，将从板厚中心面到板的表
面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，区域(A)
与(B)中的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的
平均值而得到的值超过0.50。
面为止的区域设为区域(A)，将从板厚中心面到板的背面为止的区域设为区域(B)，区域(A)
与(B)中的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的
平均值而得到的值超过0.50。
[0076] 另一方面，在向熔液中添加微细化剂后超过60分钟再开始铸造的情况下，熔液中的金属化合物粒子成长，生成大量粗大的金属化合物粒子。这样的粗大的金属化合物粒子
在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，使镀敷表面的平
滑性降低而产生镀敷剥离。因此，为了阻止这样的粗大的金属化合物粒子大量生成，需要在
向熔液中添加微细化剂后60分钟之内开始铸造。
在蚀刻时、浸锌处理时、切削加工时、磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，使镀敷表面的平
滑性降低而产生镀敷剥离。因此，为了阻止这样的粗大的金属化合物粒子大量生成，需要在
向熔液中添加微细化剂后60分钟之内开始铸造。
[0077] 作为这样的粗大的金属化合物粒子，存在由铝合金的金属元素、作为微细化剂添加的金属元素等各种金属构成的粒子，但优选阻止由作为微细化剂添加的Ti、B、V构成的
TiB2等粗大的Ti系化合物粒子的大量生成。具体而言，通过在向熔液中添加微细化剂后60
分钟之内开始铸造，优选使具有15～50μm的当量圆直径的粗大的Ti系化合物粒子的分布密
2 2
度为5个/mm以下，更优选为1个/mm以下。
TiB2等粗大的Ti系化合物粒子的大量生成。具体而言，通过在向熔液中添加微细化剂后60
分钟之内开始铸造，优选使具有15～50μm的当量圆直径的粗大的Ti系化合物粒子的分布密
2 2
度为5个/mm以下，更优选为1个/mm以下。
[0078] 如图1的(a)所示，对于DC铸造的铝合金铸锭，根据需要实施均质化处理(步骤S103)。在进行均质化处理的情况下，优选在280～620℃下进行0.5～60小时的加热处理，更
优选在300～620℃下进行1～24小时的加热处理。在均质化处理时的加热温度小于280℃或
加热时间小于0.5小时的情况下，均质化处理不充分，各铝合金基板的衰减比的偏差变大，
颤振特性的偏差也有可能变大。如果均质化处理时的加热温度超过620℃，则在铝合金铸锭
中有可能产生熔融。均质化处理时的加热时间即使超过60小时，其效果也饱和，不能得到更
显著的改善效果。
优选在300～620℃下进行1～24小时的加热处理。在均质化处理时的加热温度小于280℃或
加热时间小于0.5小时的情况下，均质化处理不充分，各铝合金基板的衰减比的偏差变大，
颤振特性的偏差也有可能变大。如果均质化处理时的加热温度超过620℃，则在铝合金铸锭
中有可能产生熔融。均质化处理时的加热时间即使超过60小时，其效果也饱和，不能得到更
显著的改善效果。
[0079] 接着，在DC铸造的铝合金铸锭中，将根据需要实施了均质化处理的、或者未实施均质化处理的铸锭通过热轧工序制成板材(图1的(a)的步骤S104)。在进行热轧时，其条件没
有特别限定，但热轧开始温度优选为250～600℃，热轧结束温度优选为230～450℃。
有特别限定，但热轧开始温度优选为250～600℃，热轧结束温度优选为230～450℃。
[0080] 接着，将上述这样对通过DC铸造而铸造的铸锭进行热轧而制成的轧制板，或通过CC铸造法而铸造的铸造板，通过冷轧而制成1.8mm至0.35mm程度的铝合金板(步骤S105)。通
过冷轧精加工成所需要的产品板厚。冷轧的轧制率没有特别限定，根据需要的产品板强度、
板厚确定即可，轧制率优选为10～95％。为了确保冷轧加工性，也可以在冷轧之前或冷轧的
途中实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如如果是间歇式加热，则优选以300～500
℃下1～30小时的条件进行，如果是连续式加热，则优选以在400～600℃下保持0～60秒的
条件进行。在此，保持时间为0秒是指达到所希望的保持温度后立即进行冷却的意思。
过冷轧精加工成所需要的产品板厚。冷轧的轧制率没有特别限定，根据需要的产品板强度、
板厚确定即可，轧制率优选为10～95％。为了确保冷轧加工性，也可以在冷轧之前或冷轧的
途中实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如如果是间歇式加热，则优选以300～500
℃下1～30小时的条件进行，如果是连续式加热，则优选以在400～600℃下保持0～60秒的
条件进行。在此，保持时间为0秒是指达到所希望的保持温度后立即进行冷却的意思。
[0081] C.本发明的磁盘用铝合金基板
[0082] 接着，使用步骤6的铝合金板，通过盘坯的制作(步骤S107)和加压平坦化处理(步骤S108)，制作磁盘用铝合金基板(以下，简写为“铝合金基板”)(步骤S109)。首先，将铝合金
板冲切为圆环状，制作盘坯(步骤S107)。接着，在大气中，例如在100℃以上且350℃以下，对
盘坯进行30分钟以上的加压退火，制成平坦化的坯料(步骤S108)。接着，依次对坯料实施切
削加工、磨削加工，以及优选在250～400℃的温度下实施5～15分钟的去应力加热处理，从
而制作铝合金基板(步骤S109)。经过以上工序，得到铝合金基板。
板冲切为圆环状，制作盘坯(步骤S107)。接着，在大气中，例如在100℃以上且350℃以下，对
盘坯进行30分钟以上的加压退火，制成平坦化的坯料(步骤S108)。接着，依次对坯料实施切
削加工、磨削加工，以及优选在250～400℃的温度下实施5～15分钟的去应力加热处理，从
而制作铝合金基板(步骤S109)。经过以上工序，得到铝合金基板。
[0083] D.本发明的磁盘用铝合金基盘
[0084] 接着，在对步骤9的铝合金基板的表面实施脱脂处理、酸蚀刻处理、剥黑膜处理后，实施浸锌处理(Zn置换处理)(步骤S110)。进而，对浸锌处理后的表面实施Ni‑P镀敷处理作
为基底处理(步骤S111)。通过这样，制作铝合金基盘(步骤S112)。
为基底处理(步骤S111)。通过这样，制作铝合金基盘(步骤S112)。
[0085] 脱脂处理优选使用市售的AD‑68F(上村工业制)脱脂液等，以温度40～70℃、处理时间3～10分钟、浓度200～800mL/L的条件进行脱脂。酸蚀刻处理优选使用市售的AD‑107F
(上村工业制)蚀刻液等，以温度50～75℃、处理时间0.5～5分钟、浓度20～100mL/L的条件
进行酸蚀刻。在酸蚀刻处理后，作为通常的剥黑膜处理，优选使用HNO3，以温度15～40℃、处
理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件进行剥黑膜处理。
(上村工业制)蚀刻液等，以温度50～75℃、处理时间0.5～5分钟、浓度20～100mL/L的条件
进行酸蚀刻。在酸蚀刻处理后，作为通常的剥黑膜处理，优选使用HNO3，以温度15～40℃、处
理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件进行剥黑膜处理。
[0086] 第1浸锌处理优选使用市售的AD‑301F‑3X(上村工业制)浸锌处理液等，以温度10～35℃、处理时间0.1～5分钟、浓度100～500mL/L的条件进行。在第1浸锌处理后，优选使用
HNO3，以温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件进行Zn剥离处理。之后，
以与第1浸锌处理相同的条件实施第2浸锌处理。
HNO3，以温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件进行Zn剥离处理。之后，
以与第1浸锌处理相同的条件实施第2浸锌处理。
[0087] 对第2浸锌处理后的铝合金基材表面实施无电解的Ni‑P镀敷处理工序作为基底镀敷处理(步骤S111)。无电解的Ni‑P镀敷处理优选使用市售的NIMUDEN HDX(上村工业制)镀
敷液等，以温度80～95℃、处理时间30～180分钟、Ni浓度3～10g/L的条件进行镀敷处理。通
过这样的无电解的Ni‑P镀敷处理工序，得到基底镀敷处理后的铝合金基盘(步骤S112)。
敷液等，以温度80～95℃、处理时间30～180分钟、Ni浓度3～10g/L的条件进行镀敷处理。通
过这样的无电解的Ni‑P镀敷处理工序，得到基底镀敷处理后的铝合金基盘(步骤S112)。
[0088] E.磁盘
[0089] 最后，通过研磨使基底镀敷处理后的铝合金基盘的表面平滑，并通过利用溅射使由基底层、磁性层、保护膜及润滑层等构成的磁性介质附着于表面的工序(步骤S113)制成
磁盘。
磁盘。
[0090] 此外，在制成冷轧(步骤S105)工序后的步骤S106中制作的铝合金板后，构成第二相粒子的金属间化合物的种类、分布几乎没有变化。因此，也可以替代在步骤S106中制作的
铝合金板而使用在加压平坦化处理(步骤S108)工序后的步骤S109中制作的铝合金基板、在
Ni‑P镀敷处理(步骤S111)工序后的步骤S112中制作的铝合金基盘、附着磁性体(步骤S113)
工序后的磁盘，来进行对构成第二相粒子的金属间化合物的评价。
铝合金板而使用在加压平坦化处理(步骤S108)工序后的步骤S109中制作的铝合金基板、在
Ni‑P镀敷处理(步骤S111)工序后的步骤S112中制作的铝合金基盘、附着磁性体(步骤S113)
工序后的磁盘，来进行对构成第二相粒子的金属间化合物的评价。
[0091] F.颤振特性
[0092] 颤振特性也受到硬盘驱动器的电机特性影响。在本发明中，颤振特性在空气中优选为30nm以下，更优选为10nm以下。如果为30nm以下，则判断为可耐受通常的HDD的使用。在
超过30nm的情况下，作为读取部的磁头的定位误差增加。
超过30nm的情况下，作为读取部的磁头的定位误差增加。
[0093] 在此，根据使用的硬盘驱动器而所需的颤振特性不同，因此相对于该颤振特性，适当地确定第二相粒子的分布状态即可。这些通过分别适当地调整上述添加元素的含量、包
括铸造时的微细化剂的添加方法的铸造方法、以及其后的热处理和加工的热历程及加工历
程而得到。
括铸造时的微细化剂的添加方法的铸造方法、以及其后的热处理和加工的热历程及加工历
程而得到。
[0094] 此外，通过向硬盘内填充氦气能够降低流体力。这是由于氦气的气体粘度与空气比很小，约为其1/8。通过减小气体的流体力来减少由伴随硬盘的旋转的气体流动产生的颤
振。
振。
[0095] 实施例
[0096] 以下，基于实施例进一步详细地说明本发明，但本发明并不限定于此。
[0097] 将表1～表3所示的成分组成的各合金素材按照常规方法熔解，调制铝合金熔液(步骤S101)。表1～表3中的“‑”表示低于测定界限值。
[0098] [表1]
[0099]
[0100] [表2]
[0101]
[0102] [表3]
[0103]
[0104] 接着，No.A40～47及AC5、AC19～AC22是通过DC法对铝合金熔液进行铸造，制作厚度80mm的铸锭并对其两面进行10mm面切削(图1的(a)的步骤S102)。除No.A40～47及AC5、
AC19～AC22之外，通过CC法对铝合金熔液进行铸造，制作厚度5mm的铸造板(图1的(b)的步
骤S102)。在NO.AC14中未进行微细化剂的添加，除No.AC14之外，使用Al‑Ti‑C系的微细化
剂，以表4～表6所示的条件实施铸造。
AC19～AC22之外，通过CC法对铝合金熔液进行铸造，制作厚度5mm的铸造板(图1的(b)的步
骤S102)。在NO.AC14中未进行微细化剂的添加，除No.AC14之外，使用Al‑Ti‑C系的微细化
剂，以表4～表6所示的条件实施铸造。
[0105] [表4]
[0106]
[0107] [表5]
[0108]
[0109] [表6]
[0110]
[0111] 接着，No.A40～47及AC5、AC19～AC22在380℃下实施了2小时的均质化热处理(图1的(a)的步骤S103)。接着，对No.A40～47及AC5、AC19～AC22进行热轧开始温度为380℃、热
轧结束温度为300℃的热轧，制成3mm的热轧板(图1的(a)的步骤S104)。
轧结束温度为300℃的热轧，制成3mm的热轧板(图1的(a)的步骤S104)。
[0112] 对于No.A40、A41的合金在热轧后，对于AC7的合金在CC铸造后，以360℃下2小时的条件实施了退火(间歇式)处理。如上述这样制作的热轧板以及CC铸造板通过冷轧轧制至最
终板厚的0.8mm，制成铝合金板(步骤S106)。从该铝合金板冲切出外径96mm、内径24mm的圆
环状的铝合金板，制作盘坯(步骤S107)。
终板厚的0.8mm，制成铝合金板(步骤S106)。从该铝合金板冲切出外径96mm、内径24mm的圆
环状的铝合金板，制作盘坯(步骤S107)。
[0113] 将如上述这样制作的盘坯在0.2Mpa的压力下、在300℃下实施3小时的加压平坦化处理(步骤S108)。接着，对加压平坦化处理后的盘坯进行端面加工(切削加工)，形成外径
95mm、内径25mm，并进行研磨加工(表面10μm的磨削加工)从而制作铝合金基板(步骤S109)。
之后，在利用AD‑68F(商品名，上村工业制)在60℃下进行5分钟的脱脂后，利用AD‑107F(商
品名，上村工业制)在65℃下进行1分钟的酸蚀刻，进而以30％HNO3水熔液(室温)进行20秒
剥黑膜处理(步骤S110)。
95mm、内径25mm，并进行研磨加工(表面10μm的磨削加工)从而制作铝合金基板(步骤S109)。
之后，在利用AD‑68F(商品名，上村工业制)在60℃下进行5分钟的脱脂后，利用AD‑107F(商
品名，上村工业制)在65℃下进行1分钟的酸蚀刻，进而以30％HNO3水熔液(室温)进行20秒
剥黑膜处理(步骤S110)。
[0114] 在这样调整表面状态后，将盘坯在AD‑301F‑3X(商品名，上村工业制)的20℃的浸锌处理液中浸渍0.5分钟从而对表面实施浸锌处理(步骤S110)。此外，合计进行2次浸锌处
理，在浸锌处理之间在室温的30％HNO3水熔液中浸渍20秒对表面进行剥离处理。在浸锌处
理后的表面上使用无电解Ni‑P镀敷处理液(NIMUDEN HDX(商品名，上村工业制))进行无电
解镀敷使Ni‑P为10.0μm厚度(步骤S111)后，利用毛布进行精研磨(研磨量1.5μm)(步骤
S111)。通过这样，制作铝合金基盘(步骤S112)。
理，在浸锌处理之间在室温的30％HNO3水熔液中浸渍20秒对表面进行剥离处理。在浸锌处
理后的表面上使用无电解Ni‑P镀敷处理液(NIMUDEN HDX(商品名，上村工业制))进行无电
解镀敷使Ni‑P为10.0μm厚度(步骤S111)后，利用毛布进行精研磨(研磨量1.5μm)(步骤
S111)。通过这样，制作铝合金基盘(步骤S112)。
[0115] 对冷轧(步骤S105)后的铝合金板(步骤S106)、或者镀敷处理研磨(步骤S111)工序后的铝合金基盘(步骤S112)的各试样进行了以下评价。另外，在各试样中，对以相同的条件
制作的3张盘实施至镀敷处理，但在比较例3～13、17、18、21、22的盘中，3张都产生了镀敷剥
离。因此，在这些比较例中，未能进行颤振特性的评价。
制作的3张盘实施至镀敷处理，但在比较例3～13、17、18、21、22的盘中，3张都产生了镀敷剥
离。因此，在这些比较例中，未能进行颤振特性的评价。
[0116] [第二相粒子的面积率]
[0117] 对冷轧(步骤S105)后的铝合金板(步骤S106)的剖面进行研磨后，利用SEM以300倍2
的倍率分别观察区域(A)与区域(B)的1.0mm的视野，拍摄COMPO像，使用粒子分析软件A像
君(商品名，旭化成工程株式会社制)来计算区域(A)与区域(B)的第二相粒子的面积率
(％)。区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)是根据在区域(A)与(B)中拍摄的COMPO像
计算对比度与基体不同的第二相粒子的面积，并除以在区域(A)或(B)中拍摄的全视野的面
2
积(1.0mm)而得到的比例。在SEM的COMPO像中，第二相粒子的Al‑Fe系金属间化合物等作为
比基体白的对比度的像显现，Mg‑Si系金属间化合物等作为比基体黑的对比度的像显现。观
察针对铝合金基板的L‑ST剖面(由轧制方向和板厚方向构成的剖面)。将结果示于表7～9。
的倍率分别观察区域(A)与区域(B)的1.0mm的视野，拍摄COMPO像，使用粒子分析软件A像
君(商品名，旭化成工程株式会社制)来计算区域(A)与区域(B)的第二相粒子的面积率
(％)。区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)是根据在区域(A)与(B)中拍摄的COMPO像
计算对比度与基体不同的第二相粒子的面积，并除以在区域(A)或(B)中拍摄的全视野的面
2
积(1.0mm)而得到的比例。在SEM的COMPO像中，第二相粒子的Al‑Fe系金属间化合物等作为
比基体白的对比度的像显现，Mg‑Si系金属间化合物等作为比基体黑的对比度的像显现。观
察针对铝合金基板的L‑ST剖面(由轧制方向和板厚方向构成的剖面)。将结果示于表7～9。
[0118] [具有15～50μm的当量圆直径的Ti系化合物粒子的分布密度]
[0119] 对冷轧(步骤S105)后的铝合金板(步骤S106)的表面进行10μm研磨后，利用EPMA以倍率300倍进行拍摄的同时进行化合物的成分分析，计算当量圆直径为15～50μm的Ti系化
2
合物粒子的分布密度。此外，拍摄针对合计为1.0mm的多个拍摄视野进行，将各视野中的个
数合计作为分布密度。
2
合物粒子的分布密度。此外，拍摄针对合计为1.0mm的多个拍摄视野进行，将各视野中的个
数合计作为分布密度。
[0120] [表7]
[0121]
[0122] [表8]
[0123]
[0124] [表9]
[0125]
[0126] [盘颤振的测定]
[0127] 使用镀敷处理研磨(步骤S111)工序后的铝合金基盘进行盘颤振的测定。对于盘颤振的测定，将铝合金基盘在空气的存在下设置于市售的硬盘驱动器来进行测定。驱动器使
用Seagate制ST2000(商品名)，电机驱动通过将techno alive制SLD102(商品名)与电机直
接耦合来进行驱动。转速设为7200rpm，盘始终设置有多张，在其上部的磁盘的表面通过作
为激光多普勒仪的小野测器制LV1800(商品名)对表面的振动进行观察。通过小野测器制
FFT解析装置DS3200(商品名)对观察到的振动进行光谱分析。观察是通过在硬盘驱动器的
盖上开孔，从该孔观察盘表面而进行的。另外，取下设置于市售的硬盘的挤压板来进行评
价。
用Seagate制ST2000(商品名)，电机驱动通过将techno alive制SLD102(商品名)与电机直
接耦合来进行驱动。转速设为7200rpm，盘始终设置有多张，在其上部的磁盘的表面通过作
为激光多普勒仪的小野测器制LV1800(商品名)对表面的振动进行观察。通过小野测器制
FFT解析装置DS3200(商品名)对观察到的振动进行光谱分析。观察是通过在硬盘驱动器的
盖上开孔，从该孔观察盘表面而进行的。另外，取下设置于市售的硬盘的挤压板来进行评
价。
[0128] 颤振特性的评价根据出现颤振的1500～2000Hz附近的较宽的峰值的最大位移(盘颤振(nm))进行。已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，在空气中，以10nm以下的情况为A
(优)、以超过10nm且为20nm以下为B(良)、以超过20nm且为30nm以下为C(可)、以大于30nm的
情况为D(差)。将结果示于表7～9。
摆)，对磁头的定位误差造成较大影响。颤振特性的评价，在空气中，以10nm以下的情况为A
(优)、以超过10nm且为20nm以下为B(良)、以超过20nm且为30nm以下为C(可)、以大于30nm的
情况为D(差)。将结果示于表7～9。
[0129] 如表7～9所示，实施例1～47能够得到良好颤振特性。相对于此，在比较例1～22中，颤振特性差，或者产生镀敷剥离而不能进行颤振特性的评价。
[0130] 具体而言，在比较例1和2中，Fe含量过少，因此颤振特性差。
[0131] 在比较例3中，由于Fe含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0132] 在比较例4中，由于Mn含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0133] 在比较例5中，由于未含有Cu而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0134] 在比较例6中，由于Cu含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0135] 在比较例7中，由于未含有Zn而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0136] 在比较例8中，由于Zn含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0137] 在比较例9中，由于Si含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0138] 在比较例10中，由于Ni含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0139] 在比较例11中，由于Mg含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0140] 在比较例12中，由于Cr含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0141] 在比较例13中，由于Zr含量过多而产生镀敷剥离，不能进行颤振特性的评价。
[0142] 在比较例14中，由于在熔液熔炼工序中未向熔液中添加微细化剂，因此区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的平均
值而得到的值超过0.50。其结果，颤振特性差。
值而得到的值超过0.50。其结果，颤振特性差。
[0143] 在比较例15、16中，由于在熔液熔炼工序中在向熔液中添加微细化剂后不足1分钟就开始铸造工序，因此区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的
第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的值超过0.50。其结果，颤振特性差。
第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的值超过0.50。其结果，颤振特性差。
[0144] 在比较例17、18中，由于在熔液熔炼工序中在向熔液中添加微细化剂后超过60分钟才开始铸造工序，因此生成大量粗大的Ti系化合物粒子而产生镀敷剥离，不能进行颤振
特性的评价。像这样，由于产生镀敷剥离，因此不能作为磁盘用的铝合金板使用。
特性的评价。像这样，由于产生镀敷剥离，因此不能作为磁盘用的铝合金板使用。
[0145] 在比较例19、20中，由于在熔液熔炼工序中在向熔液中添加微细化剂后不足1分钟就开始铸造工序，因此区域(A)与(B)的第二相粒子的面积率(％)的差除以区域(A)与(B)的
第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的值超过0.50。其结果，颤振特性差。
第二相粒子的面积率(％)的平均值而得到的值超过0.50。其结果，颤振特性差。
[0146] 在比较例21、22中，由于在熔液熔炼工序中在向熔液中添加微细化剂后超过60分钟才开始铸造工序，因此生成大量粗大的Ti系化合物粒子而产生镀敷剥离，不能进行颤振
特性的评价。像这样，由于产生镀敷剥离，因此不能作为磁盘用的铝合金板使用。
特性的评价。像这样，由于产生镀敷剥离，因此不能作为磁盘用的铝合金板使用。
[0147] [工业可利用性]
[0148] 根据本发明，能够得到一种盘的颤振特性优异的磁盘用铝合金板以及使用该磁盘用铝合金板的磁盘。