本发明涉及一种镀敷性和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。
背景技术：
：：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。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。例如，基于上述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，一边从两端部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。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。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，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(diskflutter)。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。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。另外，由于磁盘的高密度化，每1比特的磁区域逐渐微小化，从而即使磁盘的镀层表面有微小的凹坑(孔)，也会成为读取数据时引发错误的原因。因此，追求在磁盘的镀层表面较少凹坑的高平滑性。基于这样的实际情况，近年来强烈要求具有镀敷性优异、盘颤小的特性的磁盘用铝合金基板，并进行研究。例如，提出了在硬盘驱动器内，安装具有与盘对置的板材的气流抑制部件的方案。专利文献1中，提出了在致动器的上游侧设置空气扰流器的磁盘装置。该空气扰流器减弱朝向磁盘上的致动器的气流，降低磁头的气体紊流。另外，空气扰流器通过减弱磁盘上的气流，抑制盘颤。并且，在专利文献2中，还提出了含有大量有助于铝合金板的刚性提高的si，提高刚性的方法。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。另外，专利文献2所示的含有较多si的方法在提高刚性方面是有效的，但现状是未得到目标的优异镀敷性。[现有技术文献][专利文献]专利文献1：日本国特开2002-313061号公报专利文献2：国际公开第2016/068293号技术实现要素：[发明要解决的课题]本发明鉴于上述实际情况而完成的，其目的在于提供一种镀敷性和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。[用于解决技术课题的手段]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，由包含fe：0.4～3.0mass％、cu：0.005～1.000mass％、zn：0.005～1.000mass，剩余部分al及不可避免的杂质构成的铝合金构成，以具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a和具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b的比例(a/b)为0.70以上，具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物为1个/mm2以下的分布密度分散。本发明在方案2中，特征如下：在方案1中，所述铝合金还包含从由mn：0.1～3.0mass％、si：0.1～0.4mass％、mg：0.1～0.4mass％、ni：0.1～3.0mass％、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。本发明在方案3中，特征如下：在方案1或2中，所述铝合金还包含合计含量为0.005～0.500mass％以下的从由ti、b及v构成的组中选择的1种或2种以上。本发明在方案4中，涉及一种磁盘，其特征在于，在权利要求1～3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。本发明在方案5中，涉及磁盘用铝合金基板的制造方法，是权利要求1～3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，包括使用所述铝合金铸造铸坯的铸造工序、将铸坯冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为圆环状的盘坯冲切工序、将冲切后的盘坯加压退火的加压退火工序、对加压退火后的盘坯施以切削加工和磨削加工的切削磨削工序，在所述冷轧工序中，在60～180℃的温度范围将每1道次的轧制率设为15％以上、并且将全轧制率设为50％以上进行冷轧。本发明在方案6中，特征如下：在方案5中，在所述铸造工序和所述冷轧工序之间，还包括将铸造的铸坯以280～620℃、0.5～60小时加热处理的均质化热处理工序、以及将均质化热处理后的铸坯以250～600℃的开始温度和230～450℃的结束温度进行热轧的热轧工序。本发明在方案7中，特征如下：在方案5或6中，在所述冷轧前或中途，还包括将铸坯或轧制板退火的退火处理工序，是以300～500℃进行0.1～30小时的间歇退火处理工序、或以400～600℃进行0～60秒的连续退火处理工序。[发明效果]根据本发明，可以提供一种镀敷性和盘的颤振特性优异的磁盘用铝合金基板及其制造方法、及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘。附图说明图1是表示本发明的磁盘用铝合金基板及磁盘的制造方法的流程图。具体实施方式本发明人们着眼于基板的镀敷性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、cu及zn含量和al-fe系金属间化合物的尺寸分布对镀敷性和颤振特性施加较大影响。结果，本发明人们发现，在fe含量为0.4～3.0mass％(以下，简记为“％”)、cu含量为0.005～1.000％、zn含量为0.005～1.000％的范围，以具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a与具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b的比例(a/b)为0.70以上、具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物为1个/mm2以下的分布密度分散的磁盘用铝合金基板中，镀敷性和颤振特性得到提高。基于这些发现，本发明人们得以完成了本发明。a.磁盘用铝合金基板以下，针对本发明的磁盘用铝合金基板(以下，简记为“本发明的铝合金基板”或简单地称作“铝合金基板”)进行详细说明。1.合金组成以下，针对采用了本发明的al-fe系合金的磁盘用铝合金基板的铝合金成分及其含量进行说明。fe：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。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，从而产生镀层凹坑，导致镀层表面的平滑性降低以及发生镀层剥离。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。cu：cu为必需元素，使浸锌处理时的al溶解量减少，此外，还使浸锌被膜均匀、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和密接性的效果。铝合金中的cu含量小于0.005％时，浸锌被膜变得不均匀，在镀层表面产生凹坑，降低镀层表面的平滑性。另一方面，当铝合金中的cu含量超过1.000％时，粗大的al－cu系金属间化合物颗粒大量生成，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，在镀层表面产生凹坑，镀层表面的平滑性降低。此外，容易发生镀层剥离。因此，铝合金中的cu含量设为0.005～1.000％的范围。cu含量优选为0.005～0.400％的范围。zn：zn为必需元素，使浸锌处理时的al溶解量减少，还使浸锌被膜均匀、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和密接性的效果。铝合金中的zn含量小于0.005％时，浸锌被膜变得不均匀，在镀层表面产生凹坑，降低镀层表面的平滑性。另一方面，铝合金中的zn含量超过1.000％时，浸锌被膜变得不均匀，在镀层表面产生凹坑，降低镀层表面的平滑性。另外，容易产生镀层剥离。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。也可以是，为了进一步提高磁盘用铝合金基板的镀敷性或颤振特性，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％、mg：0.1～0.4％、ni：0.1～3.0％、cr：0.01～1.00％以及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。下面，针对这些选择元素进行说明。mn：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，振动能量被迅速吸收，从而会得到极为良好的颤振特性。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改善铝合金基板的强度和颤振特性的效果。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。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，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低以及发生镀层剥离。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。si：si主要作为第二相粒子(si颗粒或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。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。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改善铝合金基板的强度和颤振特性的效果。此外，通过使铝合金中的si含量为0.4％以下，从而会抑制粗大的第二相粒子大量生成。能够抑制这种粗大的第二相粒子在刻蚀时、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，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，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。mg：mg固溶在基体中，或者作为第二相粒子(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改善铝合金基板的强度和颤振特性的效果。此外，通过使铝合金中的mg含量为0.4％以下，从而会抑制粗大的第二相粒子大量生成。能够抑制这种粗大的第二相粒子在刻蚀时、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，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及发生镀层剥离。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0.1～0.4％的范围，更优选的是，设为0.1％以上0.3％以下的范围。ni：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，振动能量被迅速吸收，从而会得到极为良好的颤振特性。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改善铝合金基板的强度和颤振特性的效果。另外，通过使铝合金中的ni含量为3.0％以下，抑制粗大的al-ni系金属间化合物颗粒大量生成。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，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及发生镀层剥离。此外，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含量设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。cr：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改善铝合金基板的强度和颤振特性的效果。此外，通过使铝合金中的cr含量为1.00％以下，从而抑制粗大的al-cr系金属间化合物颗粒大量生成。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，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及发生镀层剥离。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0.10～0.50％的范围。zr：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改善铝合金基板的强度和颤振特性的效果。此外，通过使铝合金中的zr含量为1.00％以下，从而抑制粗大的al-zr系金属间化合物颗粒大量生成。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，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及发生镀层剥离。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0.10～0.50％的范围。ti、b、vti、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。其他元素：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0.10％，且合计小于0.20％，就不会损害作为在本发明中得到的铝合金基板的特性。2.金属间化合物的分布状态接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板中的金属间化合物的分布状态进行说明。在本发明的磁盘用铝合金基板中，在金属组织中，以具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a和具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b的比例(a/b)为0.70以上、具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物为1个/mm2以下的分布密度分散。在此，所谓上述金属间化合物，表示析出物或结晶物的第二相粒子，具体而言，作为al-fe系金属间化合物，可举出al3fe、al6fe、al6(fe、mn)、al-fe-si、al-fe-mn-si、al-fe-ni、al-cu-fe等。本发明的铝合金基板，除上述al-fe系金属间化合物之外，还含有mg-si系金属间化合物(mg2si)、al-mn系金属间化合物(al6mn、al-mn-si)、al-ni系金属间化合物(al3ni等)、al-cu系金属间化合物(al2cu等)、al-cr系金属间化合物(al7cr等)、al-zr系金属间化合物(al3zr等)等的金属间化合物。此外，第二相粒子在上述金属间化合物之外还包含si颗粒等。在本发明的磁盘用铝合金基板中，在金属组织中，以具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a(个/mm2)和具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b(个/mm2)的比例(a/b)为0.70以上、具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物为1个/mm2以下的分布密度分散。通过规定预定的金属间化合物的大小和分布状态(面密度)，减少镀层表面的凹坑，提高镀层表面的平滑性。对于al-fe系金属间化合物，一般认为，在镀敷前处理的刻蚀时等中在该金属间化合物上引起阴极反应，在该金属间化合物的周围引起阳极反应(al基体的溶解)。一般认为，a/b小于0.70的情况，即具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物中，16μm以上的粗大的金属间化合物的比例增大时，或者具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的比例减小时，阳极、阴极反应集中在粗大的金属间化合物中，在铝合金基板表面产生巨大的凹陷，镀层表面生成凹坑。另一方面，一般认为，a/b为0.70以上的情况，即具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物中，16μm以上的粗大的金属间化合物的比例变少，或者具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的比例增大时，不易产生巨大的凹陷，减少镀层表面的凹坑。另外，针对al-fe系金属间化合物，还发挥提高颤振特性的效果。在以具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a和具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b的比例(a/b)以小于0.70的分布密度分散的情况下，在镀层表面产生凹坑，镀层表面的平滑性降低。因此，具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a和具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b的比例(a/b)设为0.70以上。此外，a/b优选0.8以上的范围，更优选0.9以上的范围。在本发明中，具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的存在密度本身没有特别的限定，但其为根据铝合金板的成分组成和制造工序而自主决定，根据本发明人们的研究，为10～3000个/mm2。另外，具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的存在密度本身没有特别的限定，但其为根据铝合金板的成分组成和制造工序而自主确定，根据本发明人们的研究，为10～5000个/mm2。由于难以将铝合金基板的金属组织中存在的al-fe系金属间化合物的最长径设定为小于10μm，al-fe系金属间化合物的最长径的下限设为10μm。另一方面，在最长径为16μm以上的情况下，容易产生巨大的凹陷。因此，在本发明中，将具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度(a)相对于具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物整体的分布密度(b)的比例，作为抑制巨大的凹陷产生的指标。此外，al-fe系金属间化合物中存在具有40μm以上的最长径的，但最长径变大时容易产生镀层凹坑，镀层表面的平滑性降低。因此，在本发明中，将具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的存在密度规定为1个/mm2以下。在此，具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度优选0个/mm2。最长径变大时容易产生镀层凹坑，最长径超过50μm时镀层凹坑导致的镀层表面的平滑性可能会进一步降低。因此，出于抑制镀层凹坑的产生的观点，优选不使最长径超过50μm的al-fe系金属间化合物存在。因此，在以抑制凹坑产生为目的的本发明中，优选最长径的上限设为50μm。另外，在本发明中，所谓最长径，是指在由光学显微镜观测的金属间化合物的平面图像中，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最大的值。3.颤振特性接下来为颤振特性，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。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，则判断为能够耐受一般的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。在此，因为根据所使用的硬盘驱动器而所需的颤振特性会不同，所以针对该颤振特性而适当决定金属间化合物的分布状态为好。它们通过以下方式得到：分别对包含添加元素的含量、及以下所述的铸造时的冷却速度的铸造方法、之后的热处理和加工的热历程及加工经历进行适当调整。在本发明的实施方式中，优选铝合金板的厚度为0.45mm以上。当铝合金基板的厚度小于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，当铝合金基板的厚度超过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，铝合金基板的厚度更优选为0.45～1.30mm，进一步优选为0.50～1.00mm。另外，能够通过向硬盘内填充氦气来降低流体力。这是因为，氦气的气体粘度与空气相比较小，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。b.磁盘用铝合金基板的制造方法下面，详细地说明本发明的磁盘用铝合金基板的制作工序的各工序以及加工条件。按照图1的流程图说明使用铝合金基板的磁盘的制造方法。在此，铝合金组分的制备(步骤s101)～冷轧(步骤s105)是制作铝合金板的工序，盘坯的制作(步骤s106)～磁体的附着(步骤s111)是将所制造的铝合金板制成磁盘的工序。首先，针对制造铝合金板的工序进行说明。首先，按照常规方法加热、熔融来制备具有上述成分组成的铝合金材料的熔液(步骤s101)。其次，由所制备的铝合金材料的熔液通过半连续铸造法(dc铸造)或连续铸造(cc铸造)法等铸造铝合金(步骤s102)。在此，dc铸造法和cc铸造法如下所述。在dc铸造法中，通过喷嘴注入的熔液在底部块、被水冷的模具的壁、以及锭(铸坯)的外周部被直接喷出的冷却水夺走热量、凝固，作为铸坯被向下方引出。在cc铸造法中，通过铸造浇注嘴向一对辊(或者，带式连铸机(beltcaster)、块式连铸机(blockcaster))之间供给熔液，以来自辊的排热直接铸造薄板。dc铸造法和cc铸造法的较大不同点在于，铸造时的冷却速度。在冷却速度大的cc铸造法中，特征在于，第二相粒子的尺寸小于dc铸造。接着，可以根据需要对所铸造的铝合金铸坯实施均质化热处理(步骤s103)。在进行均质化热处理的情况下，以280～620℃、0.5～60小时，优选以280～620℃、1.0～50小时进行加热处理。当均质化热处理时的加热温度小于280℃或者加热时间小于0.5小时时，均质化热处理可能会不充分，每个铝合金基板的镀敷性和颤振特性的偏差可能增大。均质化热处理时的加热温度超过620℃时，可能会发生熔融。均质化热处理时的加热时间即使超过60小时，其效果也会饱和，不能得到进一步的显著的改善效果。接着，也可以是，对施以均质化热处理后的铝铸坯根据需要实施热轧工序以制成板材(步骤s104)。实施热轧时，其条件并不特别地限定，将热轧开始温度设定为250～600℃，将热轧结束温度设定为230～450℃。接着，通过冷轧工序将铸坯或热轧板制成1.3mm至0.45mm左右的铝合金板(步骤s105)。在冷轧工序中，在60～180℃的温度范围内将每1道次的轧制率设为15％以上、并且将全轧制率设为50％以上的条件下实施冷轧。由此，原来存在的粗大的al-fe系金属间化合物被粉碎而细微化，最终具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a和具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b的比例(a/b)为0.70以上，并且能够使具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散，结果，可以提高镀层表面的平滑性。在60～180℃以下的温度范围内的每1道次的轧制率小于15％的情况下，仅存在于表面的粗大的al-fe系金属间化合物被粉碎，存在于内部的粗大的al-fe系金属间化合物的粉碎的细微化不充分，镀层表面的平滑性降低。另外，全轧制率小于50％的情况下，粗大的al-fe系金属间化合物的粉碎的细微化不充分，镀层表面的平滑性降低。当冷轧的温度小于60℃时，材料的应变阻力增大，因而在冷轧中发生较大断裂，不适宜作为磁盘用铝合金基板。另一方面，冷轧的温度超过180℃时，粗大的al-fe系金属间化合物的粉碎的细微化不充分，镀层表面的平滑性降低。这样，在60～180℃的温度范围内将每1道次的轧制率设为15％以上、并且将全轧制率设为50％以上的条件下实施冷轧。冷轧的温度范围优选70～170℃。另外，每1道次的轧制率优选20％以上，较优选25％以上。需要说明的是，每1道次的轧制率的上限没有特别的限定，是根据材料的轧制性等而自主决定的，在本发明中，为70％左右。全轧制率优选60％以上，较优选70％以上。全轧制率的上限也没有特别的限定，其也是根据材料的轧制性等而自主决定的，在本发明中，为95％左右。此外，冷轧中的道次数为1以上，优选2以上，较优选为2。在冷轧之前，或者在冷轧的期间，为了确保冷轧加工性而可以实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如如果是间歇式的加热，则优选在300～500℃、0.1～30小时的条件下进行，如果是连续式的加热，则优选以400～600℃、0～60秒钟保持的条件下进行。在此，所谓保持时间0秒，表示在到达加热温度后立即停止加热保持并冷却。接着，针对将通过上述方式所制造的铝合金板制造成磁盘的工序进行说明。为将铝合金板加工作为磁盘用，将铝合金板冲切为圆环状，制作盘坯(步骤s106)。接着，将盘坯在大气中、例如以100～480℃进行30分以上的加压退火制作平坦化的坯料(步骤s107)。接着，对坯料依次实施切削加工、磨削加工、以及优选地，以250～400℃的温度实施5～15分钟的去应变加热处理，制作铝合金基板(步骤s108)。接着，对铝合金基板表面实施脱脂、酸刻蚀处理、剥黑膜处理、浸锌处理(zn置换处理)(步骤s109)。脱脂处理阶段优选使用市售的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。酸刻蚀处理阶段优选使用市售的ad-107f(上村工业制)刻蚀液等，在温度50～75℃、处理时间0.5～5分钟、浓度20～100ml/l的条件下进行酸刻蚀。优选地，酸刻蚀处理后，在已应用化合物除去工序的情况下，作为通常的剥黑膜处理，使用hno3，在温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件下进行剥黑膜处理。在未应用化合物除去工序的情况下，可以是代替剥黑膜处理，或者除此之外实施上述的化合物除去处理。优选地，1st浸锌处理阶段使用市售的ad-301f-3x(上村工业制)的浸锌处理液等，在温度10～35℃、处理时间0.1～5分钟、浓度100～500ml/l的条件下进行。优选地，1st浸锌处理阶段后，使用hno3，在温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件下进行zn剥离处理。其后，在与1st浸锌处理相同条件下，实施2nd浸锌处理阶段。在2nd浸锌处理后的铝合金基材表面，作为基底镀敷处理实施无电解下的镀ni-p处理工序(s110)。无电解下的镀ni-p处理优选使用市售的nimudenhdx(上村工业制)镀敷液等，在温度80～95℃、处理时间30～180分钟、ni浓度3～10g/l的条件下进行镀敷处理。通过这样的无电解下的ni-p镀敷处理工序，得到基底处理后的磁盘用的铝合金基盘。c.磁盘最后，通过研磨使基底镀敷处理的磁盘用的铝合金基盘的表面平滑，通过溅射使基底层、磁性层、由保护膜及润滑层等形成的磁性介质附着于表面以制成磁盘(步骤s111)。此外，制成铝合金板(s105)后，由于没有冷轧那样的改变组织的工序，因此化合物的分布或成分不会变化。因此，代替铝合金基板(s108)，可以使用铝合金板(s105)或盘坯(步骤s106)、铝合金基盘(步骤s110)、磁盘(步骤s111)进行化合物的分布或成分等的评价。实施例下面，基于实施例对本发明进一步详细说明，但本发明并不限定于此。针对磁盘用铝合金基板的实施例进行说明。按照常规方法熔化表1～3所示的成分组成的各合金材料，熔炼铝合金熔液(步骤s101)。表1～表3中“－”表示测量临界值以下。[表1]表1[表2]表2[表3]表3接着，除no.a40～42及ac1之外，通过dc法铸造铝合金熔液，制作厚度400mm的铸坯将其两面面切削15mm(步骤s102)。no.a40～42及ac1通过cc法铸造铝合金熔液，制作了铸坯。接着，对面切削后的dc铸坯在550℃下实施10小时的均质化热处理(步骤s103)。接着，将经均质化处理的dc铸坯在热轧开始温度540℃、热轧结束温度200℃的条件下进行热轧，制成热轧板(步骤s104)。将cc铸坯的板厚和热轧板的板厚作为冷轧前的板厚表示在表4～6中。[表4]表4[表5]表5[表6]表6热轧后的no.a1、a3的热轧板、及a40的铸坯在360℃、2小时的条件下实施了退火(间歇式)处理。通过以上的方式制作的板材或铸坯通过冷轧轧制为最终的板厚0.8mm，制成铝合金板(步骤s105)。在表4～6中示出冷轧的条件。由该铝合金板冲切出外径96mm、内径24mm的圆环状，制作盘坯(步骤s106)。对通过这样的方式制作的盘坯，在0.5mpa的压力下，以250℃施以3小时的加压平坦化处理(步骤s107)。接着，对经加压平坦化处理的盘坯进行端面加工以制成外径95mm、内径25mm，进行磨削加工(表面70μm研磨)制作铝合金基板(步骤s108)。其后，通过ad-68f(商品名，上村工业制)以60℃进行5分钟的脱脂后，通过ad-107f(商品名，上村工业制)以65℃进行1分钟的酸刻蚀，并且在30％hno3水溶液(室温)下进行20秒的剥黑膜处理(步骤s109)。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秒钟，从而对表面进行剥离处理。在利用无电解镀ni-p处理液(nimudenhdx(商品名，上村工业制))来在经浸锌处理的表面无电解镀敷13.5μm的ni－p后，利用毛布来进行加工研磨(研磨量3.1μm))制成磁盘基板盘用的铝合金基盘(步骤s110)。针对磨削加工(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下述评价。需要说明的是，在比较例14和15中，冷轧后产生许多沿着表面的断裂，因此未进行以下的评价。另外，针对各试样，对5张盘实施了至镀敷处理的各工序，但在比较例4～13的盘中，5张全部发生了镀层剥离，因而无法进行盘颤的测定。另外，在实施例10和42的5张中的3张、实施例15的5张中的2张、实施例20的5张中的3张发生了镀层剥离，使用未发生镀层剥离的盘实施评价。〔al-fe系金属间化合物的分布密度〕对磨削加工(步骤s108)后的铝合金基板表面，利用光学显微镜，以400倍的倍率对观察视野1mm2的范围进行观察，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)进行金属间化合物的最长径及分布密度(个/mm2)的测定。求得具有10μm以上小于16μm的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度a、具有10μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度b、其比例(a/b)、具有40μm以上的最长径的al-fe系金属间化合物的分布密度。〔盘颤的测定〕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technoalive制sld102(商品名)与电机直接耦合来对其进行驱动。转速设为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。颤振特性的评价根据出现颤振的300～1500hz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－repeatablerunout：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)。〔基底处理后的磁盘用铝合金基板的平滑性〕求得镀敷处理研磨(步骤s110)工序后的铝合金基盘表面中的凹坑的个数。通过sem在2000倍的倍率下将观察视野设为1mm2，测量最长径1.0μm以上小于5.0μm的大小的凹坑的个数，求得每单位面积的个数(个数密度：个/mm2)。在此，所谓凹坑的最长径，是指在由sem观测的凹坑的平面图像中，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点来测量该最大值，最后，从所有这些最大值中选择最大的值。另外，并不限定凹坑的最长径的下限，但最长径小于1.0μm的未进行观察而作为对象之外。需要说明的是，在1mm2的观察视野中存在凹坑整体的情况当然要进行计数，仅观察凹坑的一部分的情况也作为一个进行计数。作为评价基准，将凹坑的个数密度为0个/mm2的情况作为a(优)，将1～7个/mm2的情况作为b(良)，将8个/mm2以上的情况作为d(差)。将以上的评价结果在表7～9中示出。[表7][表8][表9]如表7、8所示，在实施例1～48中能够得到良好的镀层表面的平滑性和颤振特性。与此不同，在比较例1～3中，由于铝合金的fe含量过少，故颤振特性差。在比较例4、5中，由于铝合金的fe含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。另外，由于存在许多粗大的金属间化合物，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例6中，由于铝合金的mn含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。另外，由于存在许多粗大的金属间化合物，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例7中，由于铝合金的si含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。在比较例8中，由于铝合金的ni含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。另外，由于存在许多粗大的金属间化合物，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例9中，由于铝合金的cu含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。此外，锌酸盐性不均匀，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例10中，由于铝合金的mg含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。在比较例11中，由于铝合金的cr含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。另外，由于存在许多粗大的金属间化合物，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例12中，由于铝合金的zr含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。另外，由于存在许多粗大的金属间化合物，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例13中，由于铝合金的zn含量过多而发生了前述的镀层剥离，无法评价颤振特性，不宜作为磁盘。此外，锌酸盐性不均匀，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例14、15中，由于冷轧时的温度过低，表面发生断裂，无法进行评价，不宜作为磁盘。在比较例16、17中，由于冷轧时的温度过高，存在许多16μm以上的金属间化合物，a/b小于0.70，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例18中，由于冷轧时的第1道次的轧制率过低，此外，在比较例19中，由于冷轧时的第2道次的轧制率过低，均存在许多16μm以上的金属间化合物，a/b小于0.70，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例20中，由于冷轧时的第1道次及第2道次的轧制率以及全轧制率过低，存在许多16μm以上的金属间化合物，a/b小于0.70，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例21、22中，由于冷轧时的全轧制率过低，因此存在大量16μm以上的金属间化合物，a/b小于0.70，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例23中，由于铝合金的cu含量过少，锌酸盐性不均匀，另外，存在许多16μm以上的金属间化合物，a/b小于0.70，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。在比较例24中，由于铝合金的zn含量过少，锌酸盐性不均匀，另外，存在许多16μm以上的金属间化合物，a/b小于0.70，在镀层表面产生大量凹坑，镀层表面的平滑性差。[工业上的可利用性]根据本发明，可得到镀敷性和盘的颤振特性优异的磁盘用铝合金基板及其制造方法、及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘。当前第1页12当前第1页12