CN113614264A - 磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片 - Google Patents

Abstract

提供一种耐冲击性和Ni－P镀膜表面的平滑性优异的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，以规定量含有Mg、Cr，并有Cu、Zn、Mn、Fe、Si在规定量以下(或低于规定量)，余量由Al和不可避免的杂质构成，并规定了Mg－Si系金属间化合物的最大长度。

Description

磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片

技术领域

本发明涉及磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。

背景技术

伴随信息的数字化和互联网的普及，会处理大量的数字数据，要求以数据中心为核心而使硬盘驱动器(HDD)大容量化。于是，为了实现HDD的大容量化而增加每一台HDD的磁盘搭载张数，为此，磁盘的薄壁化受到研究。

而后，磁盘的薄壁化的研究中，提出使3.5英寸HDD所搭载的磁盘的板厚，从以前的约1.3mm减至0.8mm或更薄。

在此，作为使磁盘薄壁化的课题，可列举因坠落时的冲击造成磁盘变形。而且，作为大容量的HDD，虽以使用外径大的3.5英寸HDD为主流，但伴随外径变大而来的是最大弯曲应力降低，容易变形。

这样的磁盘变形，能够通过使进行了矫正退火之后的坯体和基片的耐冲击性提高而加以应对。但是，随着HDD的大容量化和磁盘的薄壁化，对于磁盘用材料耐冲击性的要求水平也有提高。

另外，对于磁盘用材料，例如，还要求有优异的镀覆性，即对基片进行无电解镀Ni－P处理后，不会发生积瘤、气体凹坑和起泡等的镀覆缺陷的性能。还有，若发生镀覆缺陷，则Ni－P镀膜表面的平滑性降低。

关于这样的磁盘用材料，提出有以下技术。

例如，在专利文献1中公开有一种同时满足晶粒微细化和减少镀覆凹坑缺陷的相反特性的磁盘用铝合金基板的制造方法。

另外，例如，在专利文献2中公开有一种磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，即使薄壁化时，仍具有不会因坠落时的冲击而发生变形这种程度的充分的耐冲击性，镀覆后的镀覆面也难以发生微小波纹起伏，且表面缺陷少。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本国专利第5199714号公报

【专利文献2】日本国专利第5815153号公报

在专利文献1中，关于磁盘用的铝合金基板，虽然针对减少镀覆凹坑缺陷进行了研究，但对于耐冲击性并未充分研究。

因此，专利文献1所述的技术，关于耐冲击性还存在改善的余地。

另一方面，在专利文献2中，关于磁盘用的坯体和基片，不仅针对减少表面缺陷，而且对于耐冲击性也进行了研究。

但是，专利文献2所述的技术，使坯体和基片中含有比较多的Mn，在此Mn的含量下，磨削性(加工时的易磨削度)有可能降低。

因此，希望创造出一种磁盘用的坯体和基片，其不像专利文献2所述的技术那样Mn的含量比较多，能够发挥优异的耐冲击性和Ni－P镀膜表面的平滑性。

发明内容

因此，本发明的课题在于，提供一种耐冲击性和Ni－P镀膜表面的平滑性优异的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。

本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，含有Mg：5.0质量％以上且7.0质量％以下、Cr：0.05质量％以上且0.35质量％以下，并满足Cu：0.10质量％以下、Zn：0.40质量％以下、Mn：低于0.10质量％、Fe：0.025质量％以下、Si：0.025质量％以下，余量包含Al和不可避免的杂质，表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。

另外，本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，具备芯材、和设于所述芯材的至少一侧的面的皮材，所述皮材中，含有Mg：5.0质量％以上且7.0质量％以下、Cr：0.05质量％以上且0.35质量％以下，并满足Cu：0.10质量％以下、Zn：0.40质量％以下、Mn：低于0.10质量％、Fe：0.025质量％以下、Si：0.025质量％以下，余量包含Al和不可避免的杂质，表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。

根据这种结构，磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，耐冲击性和Ni－P镀膜表面的平滑性优异。

另外，本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，优选屈服强度为140MPa以上。

根据这种结构，磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，能够发挥更优异的耐冲击性。

本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，耐冲击性和Ni－P镀膜表面的平滑性优异。

附图说明

图1是说明评价耐冲击性的耐冲击性试验机的概要示意图。

图2是安装有耐冲击性评价所使用的坯体的HDD的示意图。

图3是表示坯体的屈服强度与平坦度的变化量的关系的图。

具体实施方式

以下，就用于实施本发明的磁盘用铝合金坯体(以下，简称为坯体)和磁盘用铝合金基片(以下，简称为基片)的方式，进行详细说明。

[坯体]

本实施方式的坯体，以规定量含有Mg、Cr，并使Cu、Zn、Mn、Fe、Si低于规定量或在规定量以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。

另外，本实施方式的坯体，优选表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为规定值以下，屈服强度为规定值以上。

以下，对于各构成进行详细说明。

(Mg：5.0质量％以上且7.0质量％以下)

Mg是对于提高坯体的屈服强度有效的元素。若Mg量低于5.0质量％，则不能取得充分的屈服强度，坯体的耐冲击性降低。另一方面，若Mg量高于7.0质量％，则高温下的裂纹敏感性变高。因此，热轧中容易发生裂纹，轧制变得困难。

因此，Mg量为5.0质量％以上且7.0质量％以下。从得到更高屈服强度的观点出发，Mg量优选为5.5质量％以上，更优选为6.0质量％以上。另外，从降低高温下的裂纹敏感性的观点出发，Mg量优选为6.5质量％以下。

(Cr：0.05质量％以上且0.35质量％以下)

Cr是对于提高坯体的屈服强度有效的元素。而且，Cr在铸造时作为微细的化合物结晶出来，另外，在均质化热处理时作为微细的化合物析出，抑制均质化热处理时和热轧处理时的晶粒生长。此外，Cr抑制再结晶晶粒的异常生长，具有使组织均质化的效果。若Cr量低于0.05质量％，则得不到这些效果。另一方面，若Cr量高于0.35质量％，则抑制晶粒生长的效果过剩，矫正退火后的再结晶组织不是等轴状，而是在轧制方向上延伸的状态。由此，该组织的各向异性变大，Ni－P镀膜表面的平滑性恶化。另外，若Cr量高于0.35质量％，则铸造时粗大的Al－Cr系金属间化合物作为初晶结晶出来，另外，粗大的Al－Fe－Cr系金属间化合物结晶出来，其因镀Ni－P后的表面磨削工序等而脱落，成为Ni－P镀膜表面发生凹坑的原因。

因此，Cr量为0.05质量％以上且0.35质量％以下。从充分得到所述各效果的观点出发，Cr量优选为0.10质量％以上，更优选为0.15质量％以上，进一步优选为0.20质量％以上。另外，从进一步提高Ni－P镀膜表面平滑性的观点出发，Cr量优选为0.30质量％以下。

(Cu：0.10质量％以下)

Cu是在用于改善坯体的Ni－P镀覆性上有效的元素。Cu均匀地固溶在坯体中，在镀覆前处理的锌酸盐处理中，具有使锌酸盐浴中的Zn离子向坯体(更具体地说是基片)的表面均匀微细析出的效果。换言之，通过含有Cu，能够使锌酸盐皮膜均匀地形成，能够抑制Ni－P镀膜表面发生积瘤。但是，若Cu量高于0.10质量％，则Cu在晶界析出，因此在镀覆前处理的酸蚀刻处理中，晶界部受到过蚀刻，凹坑发生，并且Ni－P镀膜表面的积瘤大量发生。

因此，Cu量为0.10质量％以下。而且，从进一步提高Ni－P镀膜表面平滑性的观点出发，Cu量优选为0.05质量％以下。还有，从充分得到所述效果的观点出发，Cu量优选为0.01质量％以上，更优选为0.03质量％以上，进一步优选为0.04质量％以上。

(Zn：0.40质量％以下)

Zn与C同样，是在用于改善坯体的Ni－P镀覆性上有效的元素。Zn均匀地固溶在坯体中，在镀覆前处理的锌酸盐处理中，具有使锌酸盐浴中的Zn离子向坯体(更具体地说是基片)的表面均匀微细析出的效果。换言之，通过含有Zn，能够使锌酸盐皮膜均匀地形成，能够抑制Ni－P镀膜表面发生积瘤。另外，伴随Zn量的增加，Zn在坯体中均匀地析出，在对于基片进行的镀覆前处理的酸蚀刻处理中，容易成为蚀刻起点和锌酸盐处理时的Zn离子析出点。因此，通过含有Zn能够发挥抑制晶粒引起的高差的效果。但是，若Zn量高于0.40质量％，则Zn的析出核变大，随之而来的是作为镀覆前处理而进行的酸蚀刻处理中所形成的凹坑也变大。因此，若Zn量高于0.40质量％，则Ni－P镀膜表面的平滑性降低。此外，若Zn量高于0.40质量％，则Al－Mg－Zn系金属间化合物在晶界析出，因此在作为镀覆前处理而进行的酸蚀刻处理中，晶界部受到过蚀刻，Ni－P镀膜表面的积瘤大量发生。另外，若Zn量高于0.40质量％，则Al－Mg－Zn系金属间化合物也会溶解而成为凹坑，其在镀覆后仍残留。

因此，Zn量为0.40质量％以下。而且，从进一步提高Ni－P镀膜表面平滑性的观点出发，Zn量优选为0.33质量％以下，更优选为0.25质量％以下。还有，从充分取得所述各效果的观点出发，Zn量优选为0.01质量％以上，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.10质量％以上。

(Mn：低于0.10质量％(包括0质量％))

Mn随着添加量的增加而使坯体的镜面加工等中的磨削速率降低。若Mn量为0.10质量％以上，则磨削速率降低，磨削性降低。

因此，Mn量低于0.10质量％。从进一步提高磨削性的观点出发，Mn量优选为0.06质量％以下，更优选为0.03质量％以下，进一步优选为0质量％。还有，对Mn量设定下限时，能够为0.0001质量％。

(Fe：0.025质量％以下)

Fe通常作为原料金属中不可避免的杂质而混入到Al合金中，在铸造工序中使Al－Fe系金属间化合物结晶出来。若Fe量高于0.025质量％，则在制造基片时的切削和磨削等镜面加工时，Al－Fe系金属间化合物会从坯体的表面脱落而形成凹坑。另外，Al－Fe系金属间化合物会因酸蚀刻处理而溶解，形成凹坑。像这样形成的凹坑，有可能使镀覆处理所形成的镀膜的表面平滑性降低。

因此，Fe量为0.025质量％以下。从减小Al－Fe系金属间化合物的观点出发，Fe量优选为0.022质量％以下，更优选为0.017质量％以下。

如前述，因为Fe作为原料金属中的不可避免的杂质被混入Al合金中，所以达到0质量％非常困难。为了使Fe量低于0.005质量％而需要使用高纯度的原料金属，因为成本非常高，所以并不现实。还有，虽然优选Fe量为0质量％，但如果在0.005质量％以上且0.025质量％以下的范围，则能够期待磨削性和屈服强度的提高效果，使再结晶晶粒微细化而提高锌酸盐处理的均质性的效果。因此，从成本观点和得到这些效果的观点出发而对Fe量设定下限时，能够为0.005质量％，并能够为0.010质量％。

还有，只要Fe在0.025质量％以下，则也能够使之积极地含有。

(Si：0.025质量％以下)

Si通常作为原料金属中的不可避免的杂质而混入到Al合金中，在铸造Al合金的铸块的工序等之中，使Al合金的铸块和板表面产生Mg－Si系金属间化合物。若Si量高于0.025质量％，则在制造基片时的切削和磨削等的镜面加工时，Mg－Si系金属间化合物会从坯体的表面脱落而形成凹坑。另外，Mg－Si系金属间化合物，因镀覆前处理的酸蚀刻处理而被溶解，形成凹坑。即，若Si量高于0.025质量％，则镀覆面的凹坑数量变多(换言之，就是表面缺陷变多)。通过使Si量为0.025质量％以下，能够避免这样的局面。

因此，Si量为0.025质量％以下。从减小Mg－Si系金属间化合物的观点出发，Si量优选为0.020质量％以下，更优选为0.015质量％以下。

不含有Si时是优选的成分，但如前述，因为其作为原料金属中的不可避免的杂质而混入Al合金中，所以达到0质量％非常困难。为了使Si量低于0.005质量％，需要使用高纯度的原料金属，因为成本非常高，所以不现实。因此，Si量为0.025质量％以下，但从成本的观点出发而对Si量设定下限时，能够为0.005质量％，并能够为0.008质量％。

还有，如果Si在0.025质量％以下，则也能够使之积极地含有。

(余量为Al和不可避免的杂质)

构成本实施方式的坯体的化学成分的基本成分如前述，余量成分是Al和不可避免的杂质。不可避免的杂质，是在材料的溶解时不可避免地混入的杂质，在不损害坯体诸特性的范围内被含有。作为不可避免的杂质，例如，可列举Ni、Ti、Na、Pb、Be、Ca、Zr、V、B等。另外，所述Cu、Zn、Mn、Fe、Si也可以作为不可避免的杂质被含有。

这些不可避免的杂质，只要分别在0.005质量％以下，合计在0.015质量％以下便不会损害本发明的效果。因此，在本发明中，也可以在不损害本发明的效果的范围含有不可避免的杂质，另外，在不损害本发明效果的范围内积极地添加，也不妨碍本发明的效果(总之，这些方式也包含在本发明的技术范围内)。

还有，本实施方式的坯体的化学成分，例如，能够通过适宜调节在熔化Al合金时添加的元素的添加量来进行调整。另外，不可避免的杂质的含量的调整(限制)，例如，能够通过使用由三层电解法精炼的原料金属，或利用偏析法将其排除来进行。

(Mg－Si系金属间化合物的最大长度：3μm以下)

在Mg－Si系金属间化合物之上Ni－P镀膜无法生长，从其周围生长的Ni－P镀膜覆盖该金属间化合物上。因此，在Ni－P镀膜与铝合金基板的界面形成有Ni－P镀覆液等残留的空穴，由于镀Ni－P处理后进行的磁性膜溅射时的加热等，导致Ni－P镀膜表面发生起泡，平滑性变差。这一现象，在最大长度超过3μm的粗大的Mg－Si系金属间化合物存在时特别显著。另外，最大长度超过3μm的粗大的Mg－Si系金属间化合物，使坯体的镜面加工等的磨削速率降低。

因此，Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。从提高Ni－P镀膜表面的平滑性和磨削性的观点出发，Mg－Si系金属间化合物的最大长度优选为2μm以下。还有，Mg－Si系金属间化合物的最大长度越小越优选，关于下限没有特别规定，但例如为0.5μm。

Mg－Si系金属间化合物的最大长度，能够通过Si的含量、均质化热处理的条件(特别是温度)和均质化热处理结束时至热轧结束时的时间进行控制。还有，后述关于基片的Mg－Si系金属间化合物的最大长度也同样。

关于Mg－Si系金属间化合物的最大长度，能够由以下的方法测量。

例如，首先，以金刚石车刀切削坯体表面使之成为镜面，使用SEM(日本电子公司制JSM－5500)和粒子分析软件(盘表面检测软件Ver.2.0)，以1000倍的倍率拍摄该面20个视野(合计0.2mm²)，得到COMPO像(组成像)。将阈值设定在灰色的基体部，比基体部(母相)发黑的部分视为Mg－Si系金属间化合物，测量各Mg－Si系金属间化合物的绝对最大长度(粒子的轮廓线上的任意2点间的距离的最大值)。然后，所得到的各Mg－Si系金属间化合物的绝对最大长度之中，最大的长度作为“Mg－Si系金属间化合物的最大长度”。

(屈服强度：140MPa以上)

坯体在制造过程进行矫正退火。优选进行矫正退火所制造的本实施方式的坯体的屈服强度为140MPa以上。作为矫正退火的条件，例如，可列举以300～400℃保持2～7小时这样的条件。

通过使坯体的屈服强度为140MPa以上，即使板厚薄壁化至大约0.8mm或更薄时，也能够得到充分的耐冲击性和装卸时的防变形效果。而且，从进一步提高耐冲击性的观点出发，坯体的屈服强度优选为143MPa以上，更优选为155MPa以上，进一步优选为160MPa以上。还有，关于屈服强度的上限没有特别规定，例如，为220MPa。

坯体的屈服强度，能够通过Mg、Cr的含量进行控制。还有，后述关于基片的屈服强度也同样。

屈服强度等力学特性，例如，能够依据JIS Z 2241：2011由坯体或基片制作试验片，进行金属材料抗拉试验而求得。

[基片]

本实施方式的基片，通过对于所述本实施方式的坯体的端面进行切削加工(端面加工)，对于表面(主面)进行磨削加工(镜面加工)而制造。

还有，基片也称为抛光基片。

本实施方式的基片，具有与所述本实施方式的坯体同样的化学组成和结构。因此，具备作为基片的需要的力学特性，基板在装卸时当然难以发生应变，即使薄壁化时，也具有不会因坠落时的冲击而变形这一程度的充分耐冲击性，并且Ni－P镀膜表面的平滑性优异。因此，本实施方式的基片，例如，能够适用于3.5英寸HDD。另外，像这样耐冲击性优异，Ni－P镀膜表面的平滑性也优选异的本实施方式的基片，例如，适用于移动用的2.5英寸HDD时，也显示出同样优异的所述特性(所述坯体也同样)。

还有，关于基片的化学成分、屈服强度和金属间化合物的数值范围，与所述坯体的情况也同样。

[坯体的制造方法]

接着，说明本实施方式的坯体的制造方法的一例。

本实施方式的坯体，除了一部分条件以外，都能够以制造磁盘用基板的通常条件的制造方法和设备制造。例如，能够由按顺序包括如下工序的制造方法来制造坯体：熔化所述化学成分的Al合金，铸造调整为所述化学成分的铸块的铸造工序；对于铸造的铸块实施均质化热处理的均质化热处理工序；对实施了均质化热处理的铸块进行热轧而得到热轧板的热轧工序；对热轧板进行冷轧而得到冷轧板的冷轧工序；将冷轧得到的铝合金板冲载成圆环状的冲裁工序；对于经冲裁的基板实施矫正退火的矫正退火工序。还有，也可以根据需要，在冷轧工序之前或冷轧工序的途中进行中间退火。

以下，对于各工序详细说明。

(铸造工序)

在铸造工序中，熔化原料，以公知的铸造法进行铸造。在铸造工序中熔化Al合金时，优选将氩(Ar)等的惰性气体吹入到熔融金属中而进行脱氢处理。另外，优选以30～80mm/min的铸造速度制造铸块。铸造温度例如优选为680～720℃。

(均质化热处理工序)

在均质化热处理工序中，对Al合金的铸块进行表面切削后，例如，以500～550℃进行1～20小时。若以这样的条件进行均质化热处理，则能够使Mg₂Si等的Mg－Si系金属间化合物充分固溶。若均质化热处理的温度低于500℃，则Mg－Si系金属间化合物粗大化。另一方面，若均质化热处理的温度高于550℃，则铸块的表面熔融。均质化热处理的时间没有特别规定，但更优选为4小时以上。表面切削量能够考虑偏析的程度而适宜变更，但其量优选每一面例如在3～20mm的范围。

(热轧工序)

在热轧工序中，使热轧开始温度为540℃以下，从均质化热处理结束时(从均热炉取出时)至热轧结束时的时间为30分钟以内。若以这样的条件进行热轧，则到热轧结束时，能够避免Mg₂Si等Mg－Si系金属间化合物粗大化或析出。

若热轧开始温度高于540℃，则热轧中发生裂纹。从进一步抑制热轧中发生裂纹的观点出发，热轧开始温度优选为530℃以下。另外，若均质化热处理结束时至热轧结束时的时间超过30分钟，则Mg－Si系金属间化合物粗大化。从均质化热处理结束时至热轧结束时的时间，从进一步抑制Mg－Si系金属间化合物粗大化的观点出发，优选为10分钟以内，更优选为5分钟以内。

还有，若热轧结束温度低于300℃，则在其后的冷轧工序中发生吕德斯带。吕德斯带不会在磨削后的表面残留，因此不损害作为磁盘的功能，但有损磨削前的Al合金板和坯体的美观。因此，为了对其加以防止，优选热轧结束温度为300℃以上。

(冷轧工序)

在冷轧工序中，以达到坯体目标板厚的方式进行。作为具体的板厚，例如，可列举0.5～1.3mm。还有，也可以根据需要，在冷轧之前或冷轧的途中进行中间退火。

(冲裁工序)

在冲裁工序中，根据需要对进行了冷轧的板材实施调质后，例如，以能够适用于3.5英寸HDD用的基板，2.5英寸HDD用的基板的方式，将铝合金板冲裁成希望的形状。

(矫正退火工序)

在矫正退火工序中，将数十张圆盘状板材堆叠在具有高平坦度的隔板间，一边整体加压一边退火。一般来说，将进行了此加压退火后，一张张地剥离后的板材称为坯体。

作为矫正退火的条件，例如，可列举以300～400℃保持2～7小时这样的条件。

[基片的制造方法]

本实施方式的基片，例如，能够通过如下制造方法来制造基片，即实施对坯体的端面进行切削的切削加工(端面加工)，和磨削坯体的表面(主面)的磨削加工(镜面加工)。

[磁盘及其制造方法]

磁盘的制造方法中，首先，对基片的表面实施酸蚀刻处理，形成无电解Ni－P镀膜后，研磨其表面(还有，形成有无电解Ni－P镀膜的基片，也称为镀覆基片)。其次，在此基片的表面，通过溅射等，形成用于提高磁特性的底膜，由Co基合金构成的磁性膜，和用于保护磁性膜的由C(碳)构成的保护膜等，由此能够制造磁盘。

所述无电解Ni－P镀膜、底膜、磁性膜、保护膜的形成，能够以制造磁盘时通常所实施的条件进行。

而后，在制造坯体和基片时，例如，也能够参照日本国专利第3471557号公报和日本国专利第5199714号公报所述的制造条件。

还有，如前述，本实施方式中的坯体和基片的主要不同，在于是否进行磨削加工(镜面加工)。因此，对于基片进行的屈服强度的测量结果，金属间化合物的测量结果能够直接视为坯体的测量结果，反之亦然。

(其他的工序)

本实施方式的坯体、基片和磁盘的制造方法，如以上说明，在不会对所述各工序造成负面影响的范围，也可以在所述各工序之间或前后，包含其他工序。

[其他实施方式]

至此，对于将本发明适用于单层材的实施方式进行了说明，但本发明也能够适用于层叠材，其具备“芯材”、和设于芯材的至少一侧的面的“皮材”。

[坯体和基片(其他实施方式)]

其他实施方式的坯体和基片，是具备“芯材”、和设于芯材的至少一侧的面的“皮材”的层叠材的结构。

还有，坯体和基片为层叠材时，优选作为层叠材整体满足所述单层材的“屈服强度”的要件。

(皮材)

其他实施方式的坯体和基片的皮材，优选满足所述单层材的“各成分的组成”和“表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度”的要件。

(芯材)

其他实施方式的坯体和基片的芯材，虽然没有特别限定，但是，例如可列举由Al－Mn系合金、Al－Ni系合金、Al－Fe系合金、Al－Mn－Ni系合金、Al－Ni－Mn系合金、Al－Mn－Fe系合金、Al－Fe－Mn系合金、Al－Ni－Fe系合金、Al－Fe－Ni系合金、Al－Mn－Ni－Fe系合金、Al－Mn－Fe－Ni系合金、Al－Ni－Mn－Fe系合金、Al－Ni－Fe－Mn系合金、Al－Fe－Mn－Ni系合金、Al－Fe－Ni－Mn系合金构成。

具体来说，芯材中，含有Mn：0.1质量％以上且3.0质量％以下、Ni：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Fe：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Si：0.1质量％以上且15质量％以下、Cr：0.01质量％以上且2.0质量％以下之中的一种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成。

而且，芯材中可以单独含有Fe、Mn或Ni，也可以含有Fe和Mn、Mn和Ni、或Ni和Fe的两种，也可以全部含有Fe、Mn和Ni，其合计的含量的上限只要为5质量％则没有特别限定。

另外，所述合金中，还可以在1.0质量％以上且3.0质量％以下的范围含有Mg。

(芯材的余量：Al和不可避免的杂质)

其他实施方式的坯体和基片的芯材的余量成分是Al和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可例举Cu、Zn、Ti、Na、Pb、Be、Ca、Zr、V、B等。另外，所述Ni、Mn、Fe、Si、Cr也可以作为不可避免的杂质被含有。

这些不可避免的杂质，只要分别在0.005质量％以下，合计在0.015质量％以下便不会损害本发明的效果。因此，在本发明中，也可以在不损害本发明效果的范围内含有不可避免的杂质，另外，在不损害本发明效果的范围内积极添加时，也不妨碍本发明的效果(换言之，这些方式都包含在发明的技术范围内)。

(包覆率等)

其他实施方式的坯体和基片的厚度，虽然没有特别限定，但与单层材的情况同样，为0.5～1.3mm即可。另外，其他实施方式的坯体和基片的皮材的包覆率(设层叠材的厚度为100％时的各皮材的厚度的比率)为3～50％，优选为5～30％即可。

[坯体的制造方法(其他实施方式)]

其他实施方式的坯体，与单层材的情况同样，层叠材的情况也是除去一部分条件以外，均能够由制造磁盘用基板的通常条件的制造方法和设备制造。

例如，关于皮材，由按顺序包括如下工序的制造方法制造皮材：熔化所述化学成分的Al合金，制造调整为所述化学成分的铸块的铸造工序；对于铸造的铸块实施均质化热处理的均质化热处理工序；对实施过均质化热处理的铸块进行热轧而得到热轧板的热轧工序。

而后，并于芯材，由按顺序包括如下工序的制造方法制造芯材：熔化所述化学成分的Al合金，铸造调整为所述化学成分的铸块的铸造工序；对于铸造的铸块实施均质化热处理的均质化热处理工序。

制造芯材和皮材之后，能够由按顺序包括如下工序的制造方法制造坯体(层叠材)：使芯材和皮材重叠在一起的重叠工序；对于层叠材实施均质化热处理的均质化热处理工序；对层叠材实施热轧的热轧工序；将层叠材轧制到希望的厚度的冷轧工序；将冷轧得到的层叠材冲裁成圆环状的冲裁工序；对于经冲裁的层叠材实施矫正退火的矫正退火工序。

还有，各工序的条件如下。

为了控制表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度，以满足所述单层材的“铸造工序”、“均质化热处理工序”、“热处理工序”中所示的条件(特别是均质化热处理的温度和时间，以及均质化热处理结束时至热轧结束时的时间)的方式，实施皮材的铸造工序、均质化热处理工序、热轧工序。

还有，芯材的铸造工序、均质化热处理工序，以满足所述单层材的“铸造工序”，“均质化热处理工序”中所示条件的方式实施即可。

重叠工序中的重叠方法，是现有公知的方法，例如，可列举在芯材与皮材的两端部捆扎皮带的方法，和进行焊接固定的方法等。

对于层叠材的均质化热处理，例如，以500～550℃，1～20小时这样的条件实施即可。

对于层叠材的热轧，例如，以开始温度510～540℃，均质化热处理结束时至热轧结束时的时间为30分钟以内的条件实施即可。

对于层叠材的冷轧，例如，以板厚达到0.5～1.3mm的方式实施即可。

还有，对于层叠材的冲裁工序，以满足所述单层材的“冲裁工序”中所示的条件实施即可。另外，对于层叠材的矫正退火工序，也以满足所述单层材的“矫正退火工序”中所示的条件实施即可，但关于保持时间，也可以长达7～9小时。

还有，关于芯材和皮材各自的制造方法，也可以应用日本专利5271094号的段落0048所这的切片铣刀法。详细地说，就是分别熔化铸造芯材用的Al合金，皮材用的Al合金，对于得到的铸块实施表面切削，均质化热处理，分别制造皮材用铸块，芯材用铸块(芯材)。然后，对于皮材用铸块，进一步实施表面切削，均质化热处理后，切片至希望的厚度而进行制造。这种情况下，需要以适宜满足所述单层材所示条件的方式，控制重叠工序后的均质化热处理条件和热轧条件。

而后，关于使用坯体(层叠材)，制造基片和磁盘的方法，与单层材的情况同样。

【实施例】

接下来，参照起到本发明效果的实施例和未起到的比较例，对于本发明的内容具体地说明。

[实施例1：单层材]

(DC铸造的试制：供试材的准备)

首先，熔化材料，以成为表1的No.1～3所示化学成分的方式调整成分，DC铸造铸块。还有，DC铸造的条件为，铸造速度80mm/min，浇铸温度720℃(保持炉温度，严格来说，为了在通过流槽时被冷却而为700～720℃的范围)，铸块尺寸为高150mm×宽400mm×长400mm。

其次，将得到的铸块切断为高40mm×宽150mm×长200mm，分别对两面进行2mm表面切削，以表1所示的条件进行均质化热处理。

其后，对于No.1、3的材料，使均质化热处理结束时(从均热炉取出时)至热轧结束时的时间为3分钟而进行热轧(开始温度520℃，精轧厚度5mm)。

另一方面，对于No.2的材料，为了模拟长时间的热轧而在均质化热处理后450℃的炉中保持50分钟，取出之后进行热轧(开始温度450℃，精轧厚度5mm)。详细地说，从均质化热处理结束时至热轧结束时的时间为53分钟。

接着，对于得到的热轧板进行冷轧。冷轧以材料温度不超过100℃的方式使之多次通过，最终成为0.8mm的板厚。

而后，将该冷轧板冲裁成3.5英寸大小(外径约95mm，内径约25mm)的圆环形状，堆叠起来进行矫正退火。矫正退火以320℃保持3小时的方式进行。

其后，进行剥离而制造No.1～3的3.5英寸HDD用的坯体(板厚0.8mm)。接着，进行各个坯体的端面加工。然后，用PVA磨石(日本特殊研砥公司制4000号)对于坯体表面(两面)进行单面10μm磨削加工(镜面加工)，制造No.1～3的基片(板厚0.8mm)。

(用书型铸模进行的试制：供试材的准备)

首先，熔化材料，以成为表2的No.11～15所示化学成分的方式调整成分，模具铸造铸块(书型铸模)。还有，模具的尺寸为，高50mm×宽145mm×长200mm，浇铸温度为720℃。

接着对于得到的铸块的两面分别地行2mm表面切削，以表2所示的条件进行均质化热处理。

其后，使均质化热处理结束时(从均热炉取出时)至热轧结束时的时间为3分钟，对于均质化热处理后的材料进行热轧(开始温度520℃，精轧厚度5mm)。

接着，对于得到的热轧板进行冷轧。冷轧以材料温度不超过100℃的方式使之多次通过，最终成为1.3mm的板厚。

然后，将该冷轧板冲裁成3.5英寸大小(外径约95mm，内径约25mm)的圆环形状，堆叠起来进行矫正退火。矫正退火，以320℃保持3小时的方式进行。

其后，进行剥离而制造No.11～15的3.5英寸HDD用的坯体(板厚1.3mm)。接着，进行各个坯体的端面加工。然后，用PVA磨石(日本特殊研砥公司制4000号)对于坯体表面(两面)进行单面10μm磨削加工(镜面加工)，制造No.11～15的基片(板厚1.3mm)。

使用制造的No.1～3、11～15的坯体或基片，评价板表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度、屈服强度、耐冲击性。这些评价以如下方式进行。

〔1〕Mg－Si系金属间化合物的最大长度

根据以下的方法，测量No.1～3的坯体的表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度(μm)。

首先，以金刚石车刀切削坯体的表面使之成为镜面，对该面使用SEM(日本电子公司制JSM－5500)和粒子分析软件(盘表面检测软件Ver.2.0)，以1000倍的倍率拍摄20个视野(合计0.2mm²)，得到COMPO像(组成像)。将阈值设定在灰色的基体部，比基体部(母相)发黑的部分视为Mg－Si系金属间化合物，测量各Mg－Si系金属间化合物的绝对最大长度(粒子的轮廓线上任意2点间距离的最大值)。然后，在得到的各Mg－Si系金属间化合物的绝对最大长度之中，将最大的长度作为“Mg－Si系金属间化合物的最大长度”。

若最大长度高于3μm的Mg－Si系金属间化合物存在于基板的表面，则Ni－P镀膜在此金属间化合物之上不生长，而是从其周围生长的Ni－P镀膜覆盖在该金属间化合物上。其结果是，在Ni－P镀膜与基板的界面形成Ni－P镀覆液等残留的空孔，由于Ni－P镀覆处理后进行的磁性膜的溅射时的加热等，导致Ni－P镀膜表面发生起泡，平滑性变差。

因此，不存在最大长度超过3μm(3.00μm)的Mg－Si系金属间化合物的，可推定为Ni－P镀膜表面的平滑性优异，由此Ni－P镀膜表面的平滑性判断为合格(〇)。另一方面，存在最大长度超过3μm(3.00μm)的Mg－Si系金属间化合物的，可推定为Ni－P镀膜表面的平滑性差，由此Ni－P镀膜表面的平滑性判断为不合格(×)。

还有，不存在最大长度超过规定值的Mg－Si系金属间化合物的，Ni－P镀膜表面的平滑性优异这一推定，可知基于日本国专利第4490850号的描述也是妥当的。

〔2〕屈服强度

从No.1～3、11～15的坯体上，以拉伸方向与轧制方向平行的方式，截取JIS13B号的试验片。使用该试验片，依据JIS Z 2241：2011(offset method：残余变形法)进行抗拉试验，由此求得屈服强度(0.2％屈服强度)。还有，拉伸速度为3mm/min(应变量至0.5％)，20mm/min(应变量高于0.5％)。

屈服强度在140MPa以上的为合格(〇)，低于140MPa的为不合格(×)

〔3〕耐冲击性

耐冲击性的评价，使用图1所示的耐冲击性试验机1实施。

首先，对于No.1～3、11～15的坯体实施端面加工，使之成为可装配于图2所示的HDD12(Seagate社制HDD ST10000DM0004)的内径、外径。而后，在卸下盘的HDD12上，安装实施了端面加工之后的坯体11，作为试验体10(质量：470g)。

对于HDD12安装坯体11的方法为，使作为测量对象的坯体各1张，此外，也适宜使用虚拟坯体而将合计7张(与装配于HDD12的盘的张数为相同张数)坯体11，安装于HDD12的搭载过盘的位置之后，以螺钉S固定6处。

还有，将合计7张坯体11安装于HDD12时，由于达成了使上下方向的各坯体之间不发生间隙的状态，所以无论坯体的安装位置是在最上侧，还是中央附近，或是最下侧，都不会对本结果造成影响。换言之，就是确认到的一点是，坯体对于HDD的安装位置对于本结果没有影响。

其后，如图1所示，将由上盖盖上的试验体10经由垫片4(质量：430g)用封条(未图示)固定在铝板3(质量：3935g，尺寸：宽220mm×长220mm×厚30mm)的上表面。

还有，图1所示的支承棒5，是用于使固定有试验体10的铝板3径直坠落的导杆，在铝板3的4个角部，设有使支持棒5穿过的孔。

而后，在耐冲击性试验机1中，抬起固定有试验体10的铝板3，直至铝板3的下表面距铝块2的上表面为600mm的高度位置，使之坠落。然后，重复此坠落操作计5次。

此后，从试验体10的HDD12上卸下坯体11，测量坯体11表面的平坦度。

还有，铝块2与铝板3的上表面和下表面均经过表面切削，在所述坠落操作中，铝板3的下表面冲击铝块2的上表面造成的金属之间的冲击，被施加于试验体10的坯体11。

坯体表面的平坦度的测量，以NIDEK公司制FT－17测量。而后，在No.1～3的坯体中(板厚0.8mm)，5次坠落操作前后的平坦度的变化量为0.50μm以下时，耐冲击性合格(〇)，高于0.50μm时，耐冲击性不合格(×)。另外，在No.11～15的坯体中(板厚1.3mm)，5次坠落操作前后的平坦度的变化量为0.12μm以下时，耐冲击性合格(〇)，高于0.12μm时，耐冲击性不合格(×)。

表中，显示坯体和基片的成分组成，以及所述〔1〕～〔3〕中测量或评价的结果。还有，表中的下划线，表示不满足本发明中规定的要件。

【表1】

【表2】

表2

※余量是Al和不可避免的杂质。

(结果的研究：表1的结果)

如表1所示，No.1因为满足本发明的规定，所以Ni-P镀膜表面的平滑性、屈服强度、耐冲击性全部评价合格。

另一方面，No.2由于从均质化热处理结束时至热轧结束时的时间长，粗大的Mg-Si系金属间化合物发生，Ni-P镀膜表面的平滑性差。

另外，No.3由于Mg的含量少，所以屈服强度差，耐冲击性也差。

(结果的研究：表2的结果)

如表2所示，No.13其屈服强度、耐冲击性的评价为合格。

另一方面，No.11、12、14、15由于Mg的含量少，所以屈服强度差，耐冲击性也差。

(结果的研究：表2的结果的讨论)

表2所示的No.11～15的结果，是为了明确坯体的“屈服强度”与“耐冲击性”的关系而取得的结果。

而且，图3所示的图，是以屈服强度的值(MPa)为横轴，平坦度的变化量(μm)为纵轴，绘制了No.11～15的结果的图。该图3的绘图之中，若关于平坦度确实变化的No.11、12、14、15描绘近似线，则为图3所示的虚线。

由该图3的结果可知，如果坯体的屈服强度为140MPa(严格来说为136MPa)以上，则虽然平坦度的变化量几乎没有变化，但是若低于140MPa，则对应屈服强度的降低，平坦度的变化量变大。换言之，就是能够推想出，在坯体的屈服强度为140MP(严格来说是136MPa)这一点上，存在平坦度的变化量相关的临界点。

(结果的研究：表1的结果的再确认)

若再次确认表1的结果，屈服强度为140MPa以上(严格来说为136MPa以上)的No.1、2能够抑制平坦度的变化量，屈服强度低于140MPa的No.3平坦度的变化量大。

如此，基于表2和图3的结果推想出的结论，可以确认也适用于No.1～3。

还有，No.1～3和No.11～15，虽然平坦度的变化量产生差异，但考虑这是板厚(No.1～3的板厚0.8mm，No.11～15的板厚1.3mm)带来的巨大影响。

由以上的结果能够确认，本发明的坯体和基片，耐冲击性和Ni－P镀膜表面的平滑性优异。

[实施例2：层叠材]

(由书型铸模进行的试制：供试材的准备)

首先，熔化皮材用的材料，以成为表3的No.21所示化学成分的方式调整成分，模具铸造(书型铸模)铸块。还有，模具的尺寸为，高50mm×宽145mm×长200mm，浇铸温度为720℃。

其次对于得到的铸块的两面分别进行2mm表面切削，以表3所示的条件进行均质化热处理。

其后，使均质化热处理结束时(从均热炉取出时)至热轧结束时的时间为3分钟，对于均质化热处理后的材料进行热轧(开始温度540℃，精轧厚度3mm)。

另外，熔化芯材用的材料，调整成分，使之为Cr：0.21质量％、Cu：0.17质量％、Zn：0.14质量％、Mn：2.0质量％、Fe：0.058质量％、Si：0.019质量％，余量为Al和不可避免的杂质，模具铸造(书型铸模)铸块。还有，模具的尺寸为，高50mm×宽145mm×长200mm，浇铸温度为720℃。

其次对于得到的铸块的两面分别进行13mm表面切削，以540℃、4小时这样的条件进行均质化热处理。

其后，将皮材(厚3mm)和芯材(厚24mm)和皮材(厚3mm)焊接固定，作为三层包覆材。

而后，将该包覆材投入540℃的炉中，升温至540℃之后实施保持1小时30分的均质化热处理，之后使该均质化热处理结束时至热轧结束时的时间为3分钟而进行热轧(精轧厚度3mm)。接着，对于得到的热轧板进行冷轧。冷轧以材料温度不超过100℃的方式使之多次通过，最终成为0.5mm的板厚。

还有，皮材、芯材、皮材的厚度比率大致为10％：80％：10％。

而后，将该冷轧板冲裁成3.5英寸大小(外径约95mm，内径约25mm)的圆环形状，堆叠在一起进行矫正退火。还有，矫正退火以在260℃至320℃的范围保持8小时的方式进行。

其后，进行剥离而制造No.21的3.5英寸HDD用的坯体(板厚0.5mm)。

然后，使用制造的No.21的坯体，以实施例1相同的方法评价屈服强度。

表中，显示坯体的皮材的成分组成和屈服强度的结果。还有，表中的下划线，表示不满足本发明中规定的要件。

【表3】

表3

※余量是Al和不可避免的杂质。

(结果的研究：表3的结果)

如表3所示，No.21的皮材，因为满足本发明的规定，所以作为层叠材的屈服强度的评价合格。

还有，虽然没有显示No.21的皮材的表面的Mg-Si系金属间化合物的最大长度，但与No.1同样，由于既满足本发明规定的成分组成的要件，又满足均质化热处理的温度和时间，以及从均质化热处理结束时至热轧结束时的时间为本发明优选的要件，所以推想会成为与No.1相同的值。

以上，对于本发明展示实施方式和实施例进行了详细说明，但本发明的宗旨不限定于所述内容，其权利范围必须基于专利权利要求的范围所述解释。还有，本发明的内容，当然能够基于所述描述进行改变、变更等。

还有，本申请基于2019年3月14日申请的日本专利申请(特愿2019－047754)和2020年1月10日申请的日本专利申请(特愿2020－002933)，其内容在本申请之中作为参照援引。

符号说明

1 耐冲击性试验机

2 铝块

3 铝板

4 垫片

5 支持棒

10 试验体

11 坯体

12 HDD

S 螺钉

Claims (6)

1.一种磁盘用铝合金坯体，其特征在于，含有

Mg：5.0质量％以上且7.0质量％以下、

Cr：0.05质量％以上且0.35质量％以下，并且，

Cu：0.10质量％以下、

Zn：0.40质量％以下、

Mn：低于0.10质量％、

Fe：0.025质量％以下、

Si：0.025质量％以下，

余量包含Al和不可避免的杂质，

表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。

2.一种磁盘用铝合金坯体，其特征在于，具备芯材、和设于所述芯材的至少一侧的面的皮材，

所述皮材中，含有

Mg：5.0质量％以上7.0质量％以下、

Cr：0.05质量％以上0.35质量％以下，并且，

Cu：0.10质量％以下、

Zn：0.40质量％以下、

Mn：低于0.10质量％、

Fe：0.025质量％以下、

Si：0.025质量％以下，

余量包含Al和不可避免的杂质，

表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的磁盘用铝合金坯体，其特征在于，屈服强度为140MPa以上。

4.一种磁盘用铝合金基片，其特征在于，含有

Mg：5.0质量％以上7.0质量％以下、

Cr：0.05质量％以上0.35质量％以下，并且，

Cu：0.10质量％以下、

Zn：0.40质量％以下、

Mn：低于0.10质量％、

Fe：0.025质量％以下、

Si：0.025质量％以下，

余量包含Al和不可避免的杂质，

表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。

5.一种磁盘用铝合金基片，其特征在于，具备芯材、和设于所述芯材的至少一侧的面的皮材，

所述皮材中，含有

Mg：5.0质量％以上7.0质量％以下、

Cr：0.05质量％以上0.35质量％以下，并且，

Cu：0.10质量％以下、

Zn：0.40质量％以下、

Mn：低于0.10质量％、

Fe：0.025质量％以下、

Si：0.025质量％以下，

余量包含Al和不可避免的杂质，

表面的Mg－Si系金属间化合物的最大长度为3μm以下。

6.根据权利要求4或权利要求5所述的磁盘用铝合金基片，其特征在于，屈服强度为140MPa以上。

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