CN117580967A - 磁盘用铝合金板、磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片 - Google Patents

Abstract

本发明涉及磁盘用铝合金板、坯体和基片，含有Mg：1.0质量％以上且6.5质量％以下、和Cr：0.10质量％以上且0.30质量％以下，并满足Si：0.20质量％以下、和Cu：1.00质量％以下，并含有Fe：1.70质量％以下、Mn：1.5质量％以下和Ni：2.7质量％以下之中一种以上，余量包含Al和杂质，在距表面的板厚的3～11％的深度区域，从表面到板厚中心方向的化合物数梯度为－400个/μm以上。

Description

磁盘用铝合金板、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板、磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。

背景技术

在磁盘用基板中，“平坦度”这一指标，由于很大程度上左右使用该基板的硬盘驱动器(HDD)的性能，所以是非常重要的指标。

因此，关于磁盘用基板的“平坦度”，其研究开发至今一直在进行。

例如，在专利文献1中记述有一种磁盘用坯体材的制造方法，其特征在于，是含有3.0～6.0质量％的Mg，余量为Al和杂质的铝合金所构成的磁盘用坯体材料的制造方法，具备加压退火工序，对于所述磁盘用坯体材料，一边施加1.5MPa以上且4MPa以下的负载载荷进行加压，一边以210℃以上且280℃以下的退火温度进行退火的工序。

而且，根据专利文献1，说明了能够制造平坦度优异的磁盘用坯体材料。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2012－123884号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明人等，对于磁盘用铝合金基板的“平坦度”(详细来说就是“坯体的平坦度”)反复研究，其结果确认到，需要从与专利文献1所述内容完全不同的技术方面研讨“平坦度”。

铸造时在板坯的表面附近，因为冷却速度快，所以化合物变得微细，个数增多。另一方面，在板坯的板厚中心部分，因为冷却速度变慢，所以化合物变得粗大，个数减少。

因此，由这样的板坯制造的坯体，其表面附近的化合物个数多，板厚中心部的化合物个数少，从表面朝向板厚中心部，化合物数的梯度(个数减少的程度)变大。

其结果是，由于板坯正反表面切削量的轻微误差，导致正背面的组织产生差异，轧制后的残余应力在正背面产生差异。而且，在退火中的残余应力释放的状况下，正背面发生差异，最终，退火后的坯体无法获得希望的平坦度。

本发明正是鉴于所述问题提出，其目的在于，提供一种平坦度优异的磁盘用铝合金板、磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。

解决问题的手段

本发明人对于磁盘用铝合金板的平坦度反复研究的结果发现，通过特定合金组成，并且特定从表面至规定区域中的化合物数梯度，能够使平坦度优异，并创造出本发明。

本发明的磁盘用铝合金板，含有Mg：1.0质量％以上且6.5质量％以下、和Cr：0.10质量％以上且0.30质量％以下，并满足Si：0.20质量％以下、和Cu：1.00质量％以下，并含有Fe：1.70质量％以下、Mn：1.5质量％以下和Ni：2.7质量％以下之中一种以上，余量包含Al和杂质，在距表面达板厚的3～11％的深度区域中，从表面到板厚中心方向的化合物数梯度为－400个/μm以上。

另外，本发明的磁盘用铝合金板，优选Cu：0.05质量％以上。

另外，本发明的磁盘用铝合金板，优选还含有Be：3质量ppm以上且100质量ppm以下。

另外，本发明的磁盘用铝合金板，优选还含有Zn：0.5质量％以下。

另外，本发明的磁盘用铝合金板，优选还含有Sr：10质量ppm以上且250质量ppm以下。

另外，本发明的磁盘用铝合金坯体，由所述磁盘用铝合金板形成。

另外，本发明的磁盘用铝合金基片，由所述磁盘用铝合金坯体形成。

发明的效果

本发明的磁盘用铝合金板，以此合金板作为原材时，能够成为平坦度优异的磁盘(或坯体和基片)。

本发明的磁盘用铝合金坯体和基片，能够发挥优异的平坦度。

具体实施方式

以下，对于本发明的一个实施方式的磁盘用铝合金板、磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片进行说明。

还有，在以下的说明中，有时将本实施方式的磁盘用铝合金板、磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片分别简称为“铝合金板”、“坯体”、“基片”。

[铝合金板]

本实施方式的铝合金板，包含Mg、Cr、Si、Cu的含量在规定范围，并含有含量在规定范围的Fe、Mn和Ni之中一种以上的铝合金。另外，本实施方式的铝合金板也可以含有Be、Zn、Sr。

而且，本实施方式的铝合金板，在表层部分，从表面到板厚中心方向的化合物数梯度为规定值以上。

以下，详细说明本实施方式的铝合金板的各构成。

(Mg：1.0质量％以上且6.5质量％以下)

Mg不仅有助于屈服强度的提高，而且改变退火软化特性，从而能够使平坦度提高。详细地说，若Mg的含量为1.0质量％以上，则在320℃附近的退火温度范围，铝合金板成为O型调质材的状态，实施矫正退火时能够发挥优异的平坦度。另外，若Mg的含量为1.0质量％以上，则通过Mg的添加，能够发挥提高屈服强度这样的效果。另一方面，若Mg的含量高于6.5质量％，则轧制性有可能降低。因此，Mg的含量为1.0质量％以上且6.5质量％以下。

还有，从提高平坦度这一观点出发，Mg的含量优选为1.1质量％以上，1.3质量％以上，1.5质量％以上，1.6质量％以上，1.8质量％以上，2.0质量％以上。另外，从确保轧制性的观点出发，则优选为6.3质量％以下，6.1质量％以下，5.5质量％以下，4.5质量％以下，4.0质量％以下，3.5质量％以下。

(Cr：0.10质量％以上且0.30质量％以下)

Cr具有使初晶微细化而使金属间化合物均匀分布的效果，有助于强度和屈服强度的提高。若Cr的含量低于0.10质量％，则初晶未充分微细化，无法充分得到通过Cr的添加得到的强度和屈服强度的提高效果。另一方面，若Cr的含量高于0.30质量％，则金属间化合物粗大化，边缘裂纹发生，有轧制性降低的可能性。因此，Cr的含量为0.10质量％以上且0.30质量％以下。

还有，从提高强度和屈服强度的观点出发，Cr的含量优选为0.15质量％以上，0.16质量％以上。另外，从确保轧制性的观点出发，Cr的含量优选为0.27质量％以下，0.25质量％以下。

(Si：0.20质量％以下)

Si通常作为锭料中的不可避免的杂质混入到铝合金中，形成单质Si或Al－Fe－Si系金属间化合物等。若Si的含量高于0.20质量％，则杨氏模量低，或单质Si和Al－Fe－Si系金属间化合物变得粗大，轧制性低。因此，Si的含量为0.20质量％以下(包括0.00质量％)。

还有，从抑制杨氏模量和轧制性降低的观点出发，Si的含量优选为0.10质量％以下，0.07质量％以下，0.04质量％以下。Si的含量越低越好，即使为0质量％也不损害本发明的特性，但因为需要高纯度的原料(Al锭料和中间合金锭料等)，所以成本高，因此，Si的含量在工业上优选为0.004质量％以上。

(Cu：1.00质量％以下)

Cu表现出低平衡分配系数，使铝合金的固相线温度大幅降低。因此，Cu具有拓宽相图上的固液共存区域，降低铸造时熔体泄漏的发生频率的效果。另外，Cu具有在锌酸盐处理中使锌(Zn)均匀析出的效果。但是，若Cu的含量高于1.00质量％，则相图上的固液共存区域过度扩展。其结果是，金属间化合物粗大化，边缘裂纹发生，存在轧制性降低的可能性。另外，若Cu的含量高于1.00质量％，则密度上升，有可能妨碍轻量化。因此，Cu的含量为1.00质量％以下(包括0.00质量％)。

还有，从确实取得所述Cu添加带来的效果的观点出发，Cu的含量优选为0.05质量％以上。另外，从确保轧制性的观点等出发，Cu的含量优选为0.70质量％以下，0.60质量％以下。

(Fe：1.70质量％以下)

Fe有助于强度和杨氏模量提高。但是，若Fe的含量高于1.70质量％，则Al－Fe－Ni系金属间化合物粗大化，或Al－Mn－Fe系金属间化合物粗大化，边缘裂纹发生，存在轧制性降低的可能性。因此，Fe的含量为1.70质量％以下(包括0.00质量％)。

还有，从提高刚性的观点出发，Fe的含量更优选为0.1质量％以上，0.2质量％以上，0.3质量％以上。

(Mn：1.5质量％以下)

Mn有助于强度和杨氏模量的提高。但是，若Mn的含量高于1.5质量％，则Al－Mn－Fe系金属间化合物粗大化，边缘裂纹发生，存在轧制性降低的可能性。因此，Mn的含量为1.5质量％以下(包括0.0质量％)。

还有，从提高刚性的观点出发，Mn的含量优选为0.1质量％以上。另外，从确保轧制性的观点出发，Mn的含量优选为1.3质量％以下，1.2质量％以下，1.0质量％以下，0.9质量％以下，0.6质量％以下，0.4质量％以下。

(Ni：2.7质量％以下)

Ni有助于强度和杨氏模量的提高。但是，若Ni的含量高于2.7质量％，则Al－Fe－Ni系金属间化合物粗大化，边缘裂纹发生，存在轧制性降低的可能性。因此，Ni的含量为2.7质量％以下(包括0.0质量％)。

还有，从提高刚性的观点出发，Ni的含量优选为0.3质量％以上，0.5质量％以上。另外，从确保轧制性的观点出发，Ni的含量优选为2.5质量％以下，2.4质量％以下，2.3质量％以下。

(Be：3质量ppm以上且100质量ppm以下)

Be在铸造时形成氧化皮膜，具有抑制Mg氧化物形成的效果。另外，具有使铝合金的热轧制性和成型性提高的效果，此外，还具有能够削弱矫正退火中因氧化抑制引起的坯体之间的粘附，能够抑制在其后的剥离中因外力造成的平坦度劣化的效果，从而能够使平坦度优异。

若Be的含量低于3质量ppm，则无法充分获得来自Be添加的效果。另一方面，若Be的含量高于100质量ppm，则含有Be的化合物变得粗大，边缘裂纹发生，存在轧制性降低的可能性。因此，添加Be时，Be的含量优选为3质量ppm以上且100质量ppm以下。

另外，从抑制含Be化合物粗大化的观点出发，Be的含量优选为20质量ppm以下，10质量ppm以下。

(Zn：0.5质量％以下)

Zn具有使形成于坯体(基片)表面的无电解Ni－P镀膜表面的平滑性更优异的效果。Zn在坯体(基片)中均匀地固溶，在镀前处理的锌酸盐处理中，使锌酸盐浴中的Zn离子向坯体(基片)的表面均匀微细析出。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镀膜表面的结瘤发生，镀膜的平滑性更加优异。

另一方面，若Zn的含量高于1.0质量％，则Zn的析出核变大，随之而来，有作为镀前处理而进行的酸蚀刻处理中所形成的凹坑也变大的倾向。因此，若Zn的含量高于1.0质量％，则Ni－P镀膜表面的平滑性有可能降低。此外，若Zn的含量高于1.0质量％，则Al－Mg－Zn系金属间化合物在晶界析出，因此在作为镀前处理而进行的酸蚀刻处理中，晶界部受到过度蚀刻，有Ni－P镀膜表面的结瘤大量发生的倾向。另外，若Zn的含量高于1.0质量％，则Al－Mg－Zn系金属间化合物也溶解而成为凹坑，其在镀后仍会残留。因此，Zn的含量优选为1.0质量％以下，更优选为0.5质量％以下，进一步优选为0.3质量％以下，更进一步优选为0.1质量％以下。另外，Zn也可以不必包含，但含有时，优选为0.01质量％以上。

(Sr：10质量ppm以上且250质量ppm以下)

Sr促进铸造时形成的枝晶(Dendrite)产生分支，具有使结晶物微细化的效果。如果Sr的含量为10质量ppm以上，则能够充分取得来自Sr添加的效果。另一方面，如果Sr的含量为250质量ppm以下，则能够防止Al－Sr等含有Sr的化合物变得粗大，边缘裂纹发生，轧制性降低。因此，添加Sr时，Sr的含量优选为10质量ppm以上且250质量ppm以下。

还有，从确实取得所述添加Sr带来的效果的观点出发，Sr的含量优选为20质量ppm以上，40质量ppm以上。另外，从抑制含有Sr的化合物粗大化的观点出发，Sr的含量优选为200质量ppm以下，120质量ppm以下。

(余量：Al和杂质)

本实施方式的铝合金板，根据铸块制造时的熔化原料的选择，可能包含上述以外的元素作为杂质。作为杂质元素，具体来说，可列举Ti、Zr、V、B、Na、K、Ca、Pb、P、Sn、Ag、Bi、In等。其中，Ti、Zr、V分别限制在0.10质量％以下，B、Na、K、Ca、Pb、P、Sn、Ag、Bi、In限制在0.05质量％以下。这些元素如果在此范围内，则不仅作为不可避免的杂质被含有时，即使有意提高含有这些元素的废料的配比等积极添加时，也不妨碍本实施方式的效果。

作为杂质元素示出的各元素不可避免地被含有时(换言之，是不可避免的杂质时)，优选各元素每种含量优选为0.005质量％以下，并且，各元素的合计优选为0.015质量％以下。

另外，如果是没有添加上述Si、Cu、Fe、Mn、Ni、Be、Sr、Zn的化学组成，则作这些不可避免的杂质的含量，优选Si、Cu、Fe、Mn、Ni为0.005质量％以下，Be为3质量ppm以下，Sr为10质量ppm以下，Zn为0.01质量％以下。

(化合物数梯度)

本实施方式的铝合金板，在距表面的板厚的3～11％的深度区域，从表面到板厚中心方向的化合物数梯度为－400个/μm以上。

若此化合物数梯度低于－400个/μm，则表层部分(距表面的板厚的3～11％的深度区域)呈现化合物的个数大幅变化的状态，因此在板坯正反表面切削量的微小误差下，板坯正背面的组织就容易产生差异。其结果是，轧制后的残余应力在板材正反面产生差异，退火中的残余应力的释放状况发生差异，最终，退火后的坯体得不到希望的平坦度。

还有，从使平坦度更优异的观点出发，化合物数梯度优选为－300个/μm以上，更优选为－250个/μm以上。

关于表层部分(距表面的板厚的3～11％的深度区域)的化合物数梯，能够通过铸造工序中的铸造速度进行控制。详细地说，通过放慢铸造速度，能够增大化合物数梯度(换言之，从表面朝向板厚中心方向抑制化合物数的大幅变化)。

另外，表层部分的化合物数梯度，也能够通过是否存在后述的板坯形状异常部的除去处理(除去工序)来加以控制。详细地说，就是通过实施板坯形状异常部的除去，能够增大化合物数梯度。

关于本实施方式的铝合金板的表层部分(距表面的板厚的3～11％的深度区域)的化合物数梯度的测量方法，例如，可列举以下方法。

在铝合金板单面(A面)的表层部分(距表面的板厚的3～11％的深度区域)，镜面切削至2个深度，以FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜)的观察图像统计这些面的化合物数。然后，将各深度下的单位面积中的化合物数绘制在表(X轴：深度(μm)，Y轴：化合物数(个/mm²))中。而后，通过这2个标绘创建直线，所得到的直线的X的系数(斜率)为“A面(单面)的化合物数梯度”。

接着，对于A面相反的另一个单面(B面)的表层部分，也进行同样的测量和计算，求得“B面(另一个单面)的化合物数梯度”。

然后，通过计算“A面的化合物数梯度”和“B面的化合物数梯度”的平均值，能够得到铝合金板的表层部分的“化合物数梯度”的值。

还有，关于表层部分的2个深度，虽然只需位于距表面的板厚的3～11％的深度区域即可，但具体来说，是位于距表面的板厚3～5％的深度，距表面的板厚9～11％的深度这2个深度。

这样，所谓化合物数梯度，可以说是在铝合金板的表层部分(距表面达板厚的3～11％的深度区域)，板厚中心方向上加深单位距离(1μm)时，所发生的单位面积(1mm²)的化合物的增减个数，确切的单位是“({个/mm²}/μm)”。

[铝合金板的制造方法]

本实施方式的铝合金板，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，通过按顺序包括如下工序的制造方法，能够制造铝合金板：铸造工序，熔化原料，将调整为规定化学组成的熔融金属铸造成铸块；均质化热处理工序，对于铸造的铸块实施均质化热处理；热轧工序，对于实施了均质化热处理的铸块进行热轧而得到热轧板；冷轧工序，对于热轧板进行冷轧而得到冷轧板。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。

但是，本实施方式的铝合金板的制造方法，铸造工序具有特征。

(铸造工序)

铸造工序中，以700～800℃熔化原料，通过DC铸造法等公知的半连续铸造法进行铸造。

铸造工序中的铸造速度，优选为50mm/分钟以下。通过以低铸造速度进行铸造，能够使铝合金板的表层部分(距表面的板厚的3～11％的深度区域)的化合物数梯度达到规定值以上。

但是，通过实施后述的板坯形状异常部的除去工序，使铝合金板的表层部分的化合物数梯度达到规定值以上时，铸造工序的铸造速度也可以高于50mm/分钟(例如，60mm/分钟以下)。

还有，铸造工序的铸造速度的下限没有特别限定，但例如为30mm/分钟以上，35mm/分钟以上。

另外，关于铸造工序中的板坯厚度，例如，为400mm以上，650mm以下。

(板坯形状异常部的除去工序)

在铸造工序中，由半连续铸造法制造的板坯，整体大致呈长方体，但特别在浇注底部(从铸模率先送出的前端部)和浇口部(从铸模最后送出的后端部)，可能发生扁锭底部翘曲或突起等的形状异常。

在此，在后述的表面切削工序中，使与进行表面切削一面的相反面抵接于平台(成为表面切削操作的基准的平面平台)实施表面切削，若板坯存在形状异常，则即使将板坯抵接于平台，进行表面切削的面相对于该平台的抵接面(使板坯抵接的面)也达不到平行。其结果是，无法恰当实施表面切削(达不到希望的表面切削量，不能对整个面进行均匀地切削)的可能性升高。

因此，在板坯形状异常部的除去工序中，优选进行除去形状异常部的处理，具体来说，就是对于容易发生形状异常的浇注底部和浇口部实施切断处理，从而尽可能地使进行表面切削的面(两面)平整。通过进行这样的形状异常部的除去处理，在使板坯抵接于平台时，该平台的抵接面与板坯的表面切削面大体平行，能够实施恰当的表面切削处理。其结果是，能够使本实施方式的铝合金板的表层部分的化合物数梯度达到规定值以上。

还有，所谓前述的切断处理，详细地说，是从板坯纵长方向(从铸模送出的方向)的两端切掉规定长度的浇注底部和浇口部这样的处理，浇注底部的切断长度，在纵长方向上，优选距板坯的浇注底侧的端部500mm以上，浇口部的切断长度，在纵长方向上，优选距板坯的浇口侧的端部200mm以上。

(表面切削工序)

铸造的板坯优选实施表面切削，该表面切削量，例如，可以按照10～40mm/一面(优选为10～30mm/一面)进行。

然后，在表面切削工序中，以使与进行表面切削的面(A面)相反侧的面(B面)抵接于平台的抵接面(使板坯抵接的面)的状态，进行A面的表面切削，其后，以使A面抵接于平台的抵接面的状态，进行B面的表面切削即可。

还有，在表面切削工序中，也可以对于进行表面切削的两面(A面、B面)同时进行表面切削。这种情况下，如果对所述板坯形状异常部实施除去，则能够均匀切削两面，能够使铝合金板的表层部分的化合物数梯度达到规定值以上。

表面切削工序中的表面切削处理，只要是将A面和B面切削成平面的加工处理便没有特别限定，可以是平面磨削处理(由圆盘上的磨床磨削板坯表面的处理)，也可以是切片处理(与铸造方向平行地对于板坯表面实施锯切的处理)。

均质化热处理工序，例如，能够以400～600℃的均质化热处理的温度，在4～48小时这一保持时间下进行。

热轧工序中，例如，可以使热轧的开始温度为490℃以上。另外，可以使热轧的结束温度为300～350℃。520℃至400℃的热轧，优选在30分钟以内完成，更优选在15分钟以内完成。另外，经热轧得到的热轧板的板厚，例如，可以为3mm以下。

冷轧工序中，优选经冷轧得到的冷轧板的板厚，例如，优选为0.3～1.3mm，更优选为0.7mm以下。

[坯体]

本实施方式的坯体，由所述本实施方式的铝合金板形成。而且，本实施方式的坯体，是将本实施方式的铝合金板冲压成穿孔圆盘状(圆环状)，并实施了矫正退火的，化学组成相较于所述铝合金板没有变化，换言之，与该铝合金板一样。

另外，本实施方式的坯体的化合物数梯度，相较于所述铝合金板没有变化，换言之，与该铝合金板一样。

[坯体的制造方法]

本实施方式的坯体，能够由制造磁盘用的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制造坯体：将冷轧得到的铝合金板冲压成圆环状的冲孔工序、和对于进行过冲孔的基板实施矫正退火的矫正退火工序。

冲孔工序是将铝合金板冲压成希望形状的工序，例如，实施冲孔处理，使之能够适用于内径24mm，外径96mm的3.5英寸HDD用的基板，或内径19mm，外径66mm的2.5英寸HDD用的基板等即可。

矫正退火工序，优选以具有高平坦度的隔板夹住基板而进行堆叠，一边对基板施加载荷一边退火。退火温度，例如可以为250～500℃，保持时间，例如可以为2～5小时左右。矫正退火的升温速度，例如，可以为平均80℃/小时(Max.150℃/小时)，降温，例如，可以打开退火炉的门来降温(冷却)。另外，关于矫正退火的升温，即使实施阶段性的升温，也不损害本发明的效果。例如，也可以像日本专利第5815153号的段落0068～0069所述这样使特定的温度范围的升温速度为规定速度(或规定速度以上)，并且在该特定的温度范围以外为不同升温速度，如此以多个升温速度实施升温(阶段性的升温)。

[基片]

本实施方式的基片由所述本实施方式的坯体形成。而且，本实施方式的基片，是对于本实施方式的坯体的端面实施切削加工，并对主面实施过磨削加工的，化学组成相较于所述坯体和铝合金板没有变化，换言之，与该坯体和铝合金板一样。

另外，本实施方式的坯体的化合物数梯度相较于所述坯体和铝合金板没有变化，换言之，与该坯体和铝合金板一样。

[基片的制造方法]

本实施方式的基片，能够由制造磁盘用基板通常条件的制造方法和设备制造。例如，可以由按顺序包括如下工序的制造方法制造基片：对于坯体的端面进行切削加工的端面加工工序；对坯体的主面实施磨削加工的磨削加工工序。

[磁盘的制造方法]

磁盘能够由制造磁盘通常条件的制造方法和设备制造。例如，对于基片的表面实施酸蚀刻处理，并形成无电解Ni－P镀膜后，研磨无电解Ni－P镀膜的表面。接着，在基片的表面形成底层、磁性层、保护膜等，由此能够制造磁盘。

还有，关于坯体、基片等的制造条件的详情，例如，记录于日本专利第3471557号公报、和日本专利第5199714号公报。坯体、基片等的制造，可参考这些文献进行。

实施例

以下，示出本发明的实施例，对于本发明具体进行说明。但是，本发明的技术的范围不限定于此。

(供试材的准备)

No.1～4的供试材，使用表1所示的化学组成的铝合金，基于以下的条件制造。

首先，对于熔融金属用铸块厚度500mm的铸模，通过DC铸造，以表1所示的铸造速度制作板坯。然后，对于得到的板坯两面(厚度方向)分别进行16mm表面切削。其后，以540℃实施8小时的均质化热处理。

而后，对于No.1～3的供试材实施热轧(结束温度：约330℃)直至厚度达到2.3mm，并实施冷轧至厚度达到0.69mm。之后，用冲压机以96～的方式实施冲孔加工，隔板夹住实施矫正退火(升温速度：约70～140℃/h(平均约110℃/h)，退火温度：约320℃，保持时间：约3小时)，制造板厚0.69mm的坯体(O型调质材)。对于No.4的供试材，实施热轧至厚度达到2.0mm，实施冷轧至厚度达到0.44mm。其后通过与No.1的供试材同样的操作，制造板厚0.44mm的坯体(O型调质材)。

还有，对于No.1～4的供试材，于表面切削之前，在板坯的纵长方向(从铸模送出的方向)上，从浇注底侧的端部切断表1所示长度的浇注底部，从浇口侧的端部切断表1所示长度的浇口部。

对于制造的各供试材，以如下方式评价化合物数梯度、平坦度。

(化合物数梯度)

No.1～3的供试材的化合物数梯度，以如下方式计算。

首先，对于板厚0.69mm的供试材(坯体)的单面(A面)，通过FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜)的观察图像(倍率1000倍，50个视野，观察面积0.54mm²)统计进行了镜面切削至板厚的3.6％即距表面25μm的深度、板厚的10.9％即距表面75μm的深度的表面的化合物数(最大长度0.330μm以上的化合物的数量)。然后，将各深度下统计的化合物数换算成单位面积(1mm²)中的化合物数。而后，将各深度下的单位面积中的化合物数绘制在表(X轴：距表面的深度(μm)，Y轴：化合物数(个/1mm²))中。然后，通过表的2个标绘创建直线，计算A面的化合物数梯度(X的系数：斜率)。

其次，对于板厚0.69mm的供试材(坯体)的B面(A面的相反面)，通过FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜)的观察图像(倍率1000倍，50个视野，观察面积0.54mm²)统计进行了镜面切削至板厚的3.6％即距表面25μm的深度、板厚的10.9％即距表面75μm的深度的表面的化合物数(最大长度0.330μm以上的化合物的数量)。而后，将各深度下统计的化合物数换算成单位面积(1mm²)中的化合物数。然后，将各深度的单位面积中的化合物数绘制在表(X轴：距表面的深度(μm)，Y轴：化合物数(个/1mm²))中。然后，通过表的2个标绘创建直线，计算B面的化合物数梯度(X的系数：斜率)。

然后，计算A面的化合物数梯度和B面的化合物数梯度的平均值，导出No.1～3的供试材的“化合物数梯度”。

No.4的供试材的化合物数梯度，以如下方式计算。

首先，对于板厚0.44mm的供试材(坯体)的单面(A面)进行镜面切削至板厚的3.6％即距表面16μm的深度、板厚的10.7％即距表面47μm的深度，除此以外均与No.1的供试材同样地统计表面的化合物数，计算A面的化合物数梯度(X的系数：斜率)。

接着，对于板厚0.44mm的供试材(坯体)的B面(A面的相反面)进行镜面切削至板厚的3.6％即距表面16μm的深度、板厚的10.7％即距表面47μm的深度，与No.1的供试材同样，统计表面的化合物数，计算B面的化合物数梯度(X的系数：斜率)。

然后，计算A面的化合物数梯度和B面的化合物数梯度的平均值，导出No.4的供试材的“化合物数梯度”。

还有，统计化合物数的经过镜面切削表面，与坯体的表面大致平行。

如所述创建直线的结果，各供试材的直线和化合物数梯度如下

[供试材1]

A面的直线 ：Y＝－408.78X+89071

A面的化合物数梯度 ：－409

B面的直线 ：Y＝－448.41X+98427

B面的化合物数梯度 ：－448

化合物数梯度(平均值)：－429

[供试材2]

A面的直线 ：Y＝－33.852X+75193

A面的化合物数梯度 ：－34

B面的直线 ：Y＝－144.59X+84124

B面的化合物数梯度 ：－145

化合物数梯度(平均值)：－89

[供试材3]

A面的直线 ：Y＝－383.89X+111721

A面的化合物数梯度 ：－384

B面的直线 ：Y＝－324.3X+109089

B面的化合物数梯度 ：－324

化合物数梯度(平均值)：－354

[供试材4]

A面的直线 ：Y＝－143.49X+88072

A面的化合物数梯度 ：－143

B面的直线 ：Y＝－198.56X+88913

B面的化合物数梯度 ：－199

化合物数梯度(平均值)：－171

在此，所谓化合物，如所述是最大长度0.330μm以上的化合物，例如，除Al－Fe－Ni系化合物、Al－Fe系、Al－Ni系以外，认为还有Al－Fe－Mn－Ni系、Al－Fe－Mn－Ni－Mn－Si－Cr系、Al－Fe－Ni－Si系、Al－Ni－Si系、Al－Fe－Mn系、Al－Mn－Ni系、Al－Mn－Ni－Cr系、Al－Mn系、Al－Cr系、Al－Si系、Al－Cu系、Al－Cu－Mn－Ni－Cr系、Al－Cu－Fe－Mn－Ni－Mn－Si－Cr系等。

(平坦度)

平坦度，对于各供试材，使用Nidec公司制的平面度检测仪(FT－17)计测。N数为75以上，对于各供试材计算“平坦度的平均值+3σ”(平坦度的平均值加上3×标准偏差的数值)。

平坦度的平均值+3σ为12.5μm以下的，评价为“〇”(合格)，高于12.5μm的，评价为“×”(不合格)。

表1中，显示关于各供试材的合金组成(化学组成)、化合物数梯度、铸造速度、表面切削前的板坯除去量、平坦度的评价结果。

【表1】

由表1的结果表明，供试材2由于铸造速度慢，所以能够确认化合物数梯度为规定值以上。其结果可确认，供试材2的平坦度(坯体的平坦度)优异。

还有，供试材2中，虽然板坯除去量和以往为同程度(浇注底侧：低于500mm)，但由于铸造速度比以前慢(50mm/分钟以下)，所以可推测化合物数梯度为规定值以上。

供试材3由于表面切削前的板坯除去量多于以往，能够除去板坯形状异常部，所以可确认化合物数梯度为规定值以上。其结果是能够确认，供试材3的平坦度(坯体的平坦度)优异。

还有，供试材3虽然铸造速度和以往为同程度(高于50mm/分钟)，但是板坯除去量多于以往(浇注底侧：500mm以上，浇口侧：200mm以上)，恰当除去了板坯形状异常部，由此可推测化合物数梯度为规定值以上。

由这些供试材2、3的结果能够确认，为了使化合物数梯度为规定值以上，满足“放慢铸造速度”，“在表面切削前除去板坯形状异常部”的至少一方面即可。

另一方面，供试材1，由于以现有的铸造速度(高于50mm/分钟)制造，并且表面切削前的板坯除去量也是现有水平(浇注底侧：低于500mm，浇口侧：低于200mm)，所以可确认化合物数梯度低于规定值，平坦度不够优异。

另外，供试材4由于表面切削前的板坯除去量多于以往，能够除去板坯形状异常部，所以可确认化合物数梯度为规定值以上。另外，通过含有Be，与供试材3相比，确认到平坦度更加优异。还有，得到此更优异平坦度的理由，推测是由于，通过矫正退火中的氧化抑制，能够弱化坯体之间的粘附程度，从而能够抑制其后剥离操作中因外力造成的平坦度劣化。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但对于本领域技术人员来说，显然能够不脱离本发明的精神和范围而加以各种变更和修改。本申请基于2021年7月2日提交的日本专利申请(特愿2021－111036)和2022年4月27日提交的日本专利申请(特愿2022－073664)，其内容在此作为参考编入。

Claims (10)

1.一种磁盘用铝合金板，其含有Mg：1.0质量％以上且6.5质量％以下、和Cr：0.10质量％以上且0.30质量％以下，

并满足Si：0.20质量％以下、和Cu：1.00质量％以下，

并含有Fe：1.70质量％以下、Mn：1.5质量％以下和Ni：2.7质量％以下之中的一种以上，

余量包含Al和杂质，

在距表面的板厚的3～11％的深度区域，从表面到板厚中心方向的化合物数梯度为－400个/μm以上。

2.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金板，其中，Cu：0.05质量％以上。

3.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金板，其中，还含有Be：3质量ppm以上且100质量ppm以下。

4.根据权利要求2所述的磁盘用铝合金板，其中，还含有Be：3质量ppm以上且100质量ppm以下。

5.根据权利要求3所述的磁盘用铝合金板，其中，还含有Zn：0.5质量％以下。

6.根据权利要求4所述的磁盘用铝合金板，其中，还含有Zn：0.5质量％以下。

7.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金板，其中，还含有Sr：10质量ppm以上且250质量ppm以下。

8.根据权利要求2所述的磁盘用铝合金板，其中，还含有Sr：10质量ppm以上且250质量ppm以下。

9.一种磁盘用铝合金坯体，其由权利要求1至8中任一项所述的磁盘用铝合金板形成。

10.一种磁盘用铝合金基片，其由权利要求9所述的磁盘用铝合金坯体形成。