JP5815153B1 - Aluminum alloy blank for magnetic disk and aluminum alloy substrate for magnetic disk - Google Patents

Aluminum alloy blank for magnetic disk and aluminum alloy substrate for magnetic disk Download PDF

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Abstract

【課題】薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥の少ない磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよびサブストレートを提供する。【解決手段】磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、耐力が１４０ＭＰａ以上とした。【選択図】なし[PROBLEMS] To provide a magnetic disk that has sufficient impact resistance so as not to be deformed by an impact at the time of dropping even when it is thinned, hardly causes micro waviness on a plated surface after plating, and has few surface defects. Provide aluminum alloy blanks and substrates. An aluminum alloy blank for a magnetic disk includes Mg: 4.5 mass% to 6.0 mass%, Mn: 0.10 mass% to 0.55 mass%, Si: 0.025 mass% or less. Fe: 0.025% by mass or less, the balance is made of Al and inevitable impurities, the average crystal grain size on the surface is 27 μm or less, the aspect ratio of the average crystal grain size on the surface is 1.2 or less, and the proof stress is 140 MPa. That is all. [Selection figure] None

Description

本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートに関する。   The present invention relates to an aluminum alloy blank for a magnetic disk and an aluminum alloy substrate for a magnetic disk.

情報のデジタル化やインターネットの普及に伴い大量のデジタルデータが創出され、データセンターを中心にハードディスクドライブ（ＨＤＤ）の大容量化が求められている。ＨＤＤの大容量化を実現するため、ＨＤＤ一台あたりの磁気ディスクの搭載枚数を増やすことが検討されている。そして、磁気ディスクの搭載枚数を増やすため、磁気ディスクの薄肉化が検討されている。当該薄肉化の検討では、３．５インチＨＤＤに搭載されている磁気ディスクの板厚を従来の約１．３ｍｍから、０．８ｍｍ又はそれ以下に薄くすることが提案されている。   With the digitization of information and the spread of the Internet, a large amount of digital data is created, and there is a demand for an increase in the capacity of hard disk drives (HDDs), mainly in data centers. In order to increase the capacity of HDDs, it has been studied to increase the number of magnetic disks mounted on each HDD. In order to increase the number of magnetic disks to be mounted, a reduction in the thickness of the magnetic disk is being studied. In the examination of the thinning, it has been proposed to reduce the thickness of the magnetic disk mounted on the 3.5-inch HDD from about 1.3 mm to 0.8 mm or less.

ここで、薄肉化の際の課題として、落下時の衝撃（約３００Ｇ）によって磁気ディスクが変形してしまうことが挙げられる。このような磁気ディスクの変形は、積み付け焼鈍を行った後のブランクやサブストレートの耐衝撃性を低下させない（従来よりも向上させる）ことで生じ難くさせることができる。なお、積み付け焼鈍後の耐衝撃性を向上する発明が、例えば、特許文献１に開示されている。特許文献１に開示されている発明はモバイル用の小型ＨＤＤ（２．５インチＨＤＤ）向けの磁気ディスク用アルミニウム合金板に関するものであり、Ｍｇ及びＭｎの含有量を多くすることによって耐力を向上させている。なお、この用途であれば、耐力が１２０ＭＰａ以上あれば実用上は十分な耐衝撃性を確保することができる。   Here, as a problem at the time of thinning, it is mentioned that the magnetic disk is deformed by an impact at the time of dropping (about 300 G). Such deformation of the magnetic disk can be made difficult to occur by not reducing the impact resistance of the blank or the substrate after the stacking annealing is performed (improvement as compared with the prior art). An invention for improving the impact resistance after stacking annealing is disclosed in, for example, Patent Document 1. The invention disclosed in Patent Document 1 relates to an aluminum alloy plate for a magnetic disk for a small HDD (2.5 inch HDD) for mobile use, and improves the yield strength by increasing the contents of Mg and Mn. ing. In this application, if the yield strength is 120 MPa or more, practically sufficient impact resistance can be ensured.

具体的に、特許文献１には、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．０２質量％以上０．５質量％未満を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４質量％未満のうち少なくとも１種以上を含有し、Ｓｉ：０．０２５質量％未満、Ｆｅ：０．０３質量％未満に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、表面におけるＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の最大長さが１０μｍ以下、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物の最大長さが３μｍ以下、鏡面とする研削前の表面に形成されている凹部の深さが１０μｍ以下であることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金板が開示されている。   Specifically, Patent Document 1 contains Mg: 4.5 mass% or more and 6.0 mass% or less, Mn: 0.02 mass% or more and less than 0.5 mass%, and Cu: 0.01 Contains at least one of mass% to 0.2 mass%, Zn: 0.01 mass% to less than 0.4 mass%, Si: less than 0.025 mass%, Fe: 0.03 mass% The maximum length of the Al—Fe-based intermetallic compound and the Al—Fe—Mn-based intermetallic compound on the surface is 10 μm or less, Mg—Si. An aluminum alloy plate for a magnetic disk is disclosed, wherein the maximum length of the intermetallic compound is 3 μm or less, and the depth of the recess formed on the mirror-finished surface is 10 μm or less.

一方、大容量のＨＤＤでは、外径の大きい３．５インチＨＤＤを用いるのが主流であるが、外径の増加とともに変形が生じる最大曲げ応力が低下し、変形し易くなる。そのため、３．５インチＨＤＤに搭載する磁気ディスクを薄肉化する場合、特許文献１に開示されている発明では積み付け焼鈍後の耐衝撃性が十分であるとは言えず、１２０ＭＰａよりも一段と高い耐衝撃性が要求される。また、外径が大きい場合には、磁気ディスクを作製する際の積み付け焼鈍後の剥離工程や、サブストレートの表面を研削する研削工程などのハンドリング時に基板が歪み易いという問題がある。さらに、外径が大きい場合には、めっき後のめっき厚の不均一さや研磨時に導入される残留歪みによる変形も大きくなるという問題がある。よって、これらの問題から、より変形し難い素材が求められている。   On the other hand, for large-capacity HDDs, the mainstream is to use a 3.5-inch HDD with a large outer diameter. However, the maximum bending stress that causes deformation decreases as the outer diameter increases, and it tends to deform. Therefore, when thinning a magnetic disk mounted on a 3.5-inch HDD, the invention disclosed in Patent Document 1 cannot be said to have sufficient impact resistance after stacking annealing, which is much higher than 120 MPa. Impact resistance is required. Further, when the outer diameter is large, there is a problem that the substrate is easily distorted during handling such as a peeling process after stacking annealing when manufacturing a magnetic disk or a grinding process for grinding the surface of the substrate. Furthermore, when the outer diameter is large, there is a problem that deformation due to uneven plating thickness after plating or residual strain introduced during polishing also increases. Therefore, due to these problems, materials that are more difficult to deform are demanded.

また、これらの問題に加えて、大容量のＨＤＤとするため、磁気ディスクの記録密度の向上も必要とされている。磁気ディスクの記録密度を向上させるためには、めっき後のめっき面（以下、単に「めっき面」という。）のうねりの低減も重要となる。めっき面のうねりには、波長が数十μｍ以下である波長の短いうねり（以下、「短波長うねり」という。）と、波長が数十から数百μｍの比較的長波長のうねり（以下、「微小うねり」という。）とがある。   In addition to these problems, it is necessary to improve the recording density of the magnetic disk in order to obtain a large capacity HDD. In order to improve the recording density of the magnetic disk, it is also important to reduce the waviness of the plated surface after plating (hereinafter simply referred to as “plated surface”). For the undulation of the plating surface, a short wave having a wavelength of several tens of μm or less (hereinafter referred to as “short wave waviness”) and a wave having a relatively long wavelength of several tens to several hundreds of μm (hereinafter referred to as “wavelength waviness”) "Slight swell").

めっき面は、めっき後に軟らかい研磨クロスを用いて研磨される。前記した短波長うねりは、当該研磨クロスを用いた研磨によって除去することができる。しかしながら、微小うねりは結晶粒方位差によるエッチング性の違いによりめっき前処理時に生じる凹凸が原因となって生じるものであるため、軟らかい研磨クロスでは十分に除去することができない。微小うねりは、特に結晶粒径が大きい場合や不均一な場合に顕著に現れ、磁気ディスクとしての性能が低下することがある。   The plated surface is polished using a soft polishing cloth after plating. The short wavelength waviness described above can be removed by polishing using the polishing cloth. However, since the fine waviness is caused by the unevenness generated during the plating pretreatment due to the difference in etching property due to the difference in crystal grain orientation, it cannot be sufficiently removed by a soft polishing cloth. Micro waviness particularly appears when the crystal grain size is large or non-uniform, and the performance as a magnetic disk may deteriorate.

めっき面の微小うねりを低減する発明が、例えば、特許文献２に開示されている。特許文献２に開示されている発明は、Ｍｎ、Ｃｒなどの微細化効果のある元素の添加と熱間圧延、冷間圧延及び積み付け焼鈍条件の適性化により微細な結晶粒組織を得ている。   An invention for reducing the fine waviness of the plated surface is disclosed in Patent Document 2, for example. The invention disclosed in Patent Document 2 obtains a fine crystal grain structure by adding elements having an effect of refining such as Mn and Cr and optimizing conditions for hot rolling, cold rolling and stacking annealing. .

具体的に、特許文献２には、Ｍｇ：３．５質量％以上４．５質量％以下、Ｓｉ：０．００１質量％以上０．０６質量％以下及びＦｅ：０．００１質量％以上０．０６質量％以下を含み、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．２質量％以下及びＺｎ：０．０１質量％以上０．４質量％以下のうち少なくとも１種を含有し、さらに必須成分として、Ｃｒ：０．１０質量％超え０．３質量％以下及びＭｎ：０．１０質量％超え０．３質量％以下のうち少なくとも１種を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を特定の条件で製造することを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法が開示されている。   Specifically, Patent Document 2 includes Mg: 3.5 mass% to 4.5 mass%, Si: 0.001 mass% to 0.06 mass%, and Fe: 0.001 mass% to 0.000 mass%. Including at least one of Cu: 0.01% by mass to 0.2% by mass and Zn: 0.01% by mass to 0.4% by mass, and further including as essential components: Aluminum alloy casting containing at least one of Cr: more than 0.10% by mass and 0.3% by mass or less and Mn: more than 0.10% by mass and 0.3% by mass or less, with the balance being Al and inevitable impurities A method of manufacturing an aluminum alloy substrate for a magnetic disk, characterized in that a lump is manufactured under specific conditions, is disclosed.

特許第５４８０５９９号公報Japanese Patent No. 5480599 特許第５１９９７１４号公報Japanese Patent No. 5199714

しかしながら、特許文献１に開示されている発明には積み付け焼鈍後の耐力が十分ではないことから、前記したように、磁気ディスクを薄肉化して３．５インチＨＤＤに搭載した場合に耐衝撃性が十分であるとは言えないという問題がある。   However, the invention disclosed in Patent Document 1 does not have sufficient yield strength after stacking annealing. Therefore, as described above, when the magnetic disk is thinned and mounted on a 3.5-inch HDD, it has impact resistance. There is a problem that cannot be said to be sufficient.

また、特許文献２に開示されている発明によれば、微小うねりの低減を図ることができるが、高強度化のために特許文献１に開示されている発明を適用してＭｇ及びＭｎの含有量を多くすると、圧延中の歪みの蓄積が大きくなり、蓄積された歪の回復が比較的低温から生じ易くなる。その結果、特許文献２に開示されている発明には、等軸な再結晶組織が生成され難くなり、めっき面に微小うねりが発生するという問題が再び現れるようになる。   In addition, according to the invention disclosed in Patent Document 2, it is possible to reduce the microwaviness, but the invention disclosed in Patent Document 1 is applied to increase the strength and contain Mg and Mn. Increasing the amount increases the accumulation of strain during rolling, and the stored strain is likely to recover from a relatively low temperature. As a result, in the invention disclosed in Patent Document 2, it is difficult to generate an equiaxed recrystallized structure, and the problem that minute waviness occurs on the plated surface again appears.

さらに、磁気ディスクの記録密度を向上させるにあたり、めっき面にピット（凹部）などの表面欠陥が少ないことも重要視される。   Further, in improving the recording density of the magnetic disk, it is important to have few surface defects such as pits (concave portions) on the plated surface.

本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥の少ない磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートを提供することを課題とする。   The present invention has been made in view of the above problems, and has sufficient impact resistance that it is not deformed by an impact at the time of dropping even when it is thinned, and micro waviness occurs on the plated surface after plating. It is an object of the present invention to provide an aluminum alloy blank for a magnetic disk and an aluminum alloy substrate for a magnetic disk that are difficult to perform and have few surface defects.

前記課題を解決した本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、耐力が１４０ＭＰａ以上であることとしている。   The aluminum alloy blank for a magnetic disk according to the present invention that has solved the above problems is Mg: 4.5 mass% to 6.0 mass%, Mn: 0.10 mass% to 0.55 mass%, Si: 0 0.025% by mass or less, Fe: 0.025% by mass or less, the balance is made of Al and inevitable impurities, the average crystal grain size on the surface is 27 μm or less, the aspect ratio of the average crystal grain size on the surface is 1.2 or less, The proof stress is 140 MPa or more.

このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｍｇ量及びＭｎ量を特定の範囲とし、表面における平均結晶粒径を２７μｍ以下としているので、耐力に優れたものとすることができる。耐力として具体的には１４０ＭＰａ以上としているので、落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有することができる。また、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクでは、Ｍｎ量を特定の範囲としているので、めっき面に形成されるピット数を低減させることができる。加えて、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下としている（つまり、等軸な再結晶組織としている）ので、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難い。   As described above, the aluminum alloy blank for magnetic disk according to the present invention has a Mg amount and a Mn amount in specific ranges and an average crystal grain size on the surface of 27 μm or less. . Since the proof stress is specifically 140 MPa or more, it can have sufficient impact resistance that it is not deformed by the impact at the time of dropping. Moreover, in the aluminum alloy blank for magnetic disks which concerns on this invention, since the amount of Mn is made into the specific range, the number of pits formed in a plating surface can be reduced. In addition, since the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention has an average crystal grain size aspect ratio of 1.2 or less (that is, an equiaxed recrystallized structure), the plated surface after plating has a minute Swelling is unlikely to occur.

本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種を、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下の範囲内で含有することが好ましい。   In the aluminum alloy blank for magnetic disk according to the present invention, at least one of Cu and Zn is Cu: 0.01% by mass to 0.10% by mass, Zn: 0.01% by mass to 0.40% by mass. It is preferable to contain within the following ranges.

このようにすると、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、めっき面に形成されるピット数をより低減させることができる。   In this way, the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention can further reduce the number of pits formed on the plated surface.

本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種を０．０１質量％以上０．３５質量％以下の範囲内で含有し、前記Ｃｒ、前記Ｔｉ、前記Ｚｒを２種以上含有する場合は、その合計含有量が０．４０質量％以下であることが好ましい。   The aluminum alloy blank for a magnetic disk according to the present invention contains at least one of Cr, Ti, and Zr within a range of 0.01% by mass to 0.35% by mass, and the Cr, Ti, and Zr. When containing 2 or more types, it is preferable that the total content is 0.40 mass% or less.

このようにすると、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、表面における平均結晶粒径をより小さくすることができるとともに、表面における平均結晶粒径のアスペクト比をより小さくすることができる。つまり、より等軸な再結晶組織を得ることができる。従って、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、より耐力に優れたものとすることができる。   In this way, the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention can make the average crystal grain size on the surface smaller and also reduce the aspect ratio of the average crystal grain size on the surface. That is, a more equiaxed recrystallized structure can be obtained. Therefore, the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention can be made more excellent in yield strength.

本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記した磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの表面を平滑化加工したこととしている。   In the aluminum alloy substrate for magnetic disks according to the present invention, the surface of the above-described aluminum alloy blank for magnetic disks is smoothed.

このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、前記した本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの表面を平滑化加工しているので、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥が少ない。   As described above, the aluminum alloy substrate for magnetic disk according to the present invention smoothes the surface of the above-described aluminum alloy blank for magnetic disk according to the present invention. It has sufficient impact resistance that it is not deformed by the impact of, and it is difficult for micro undulation to occur on the plated surface after plating, and there are few surface defects.

本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、含有する元素の含有量を特定の範囲及び特定の数値以下とし、表面における平均結晶粒径、表面における平均結晶粒径のアスペクト比、及び耐力を特定の数値以下としている。そのため、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクは、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃（約３００Ｇ）によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥が少ない。
本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレートは、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの表面を平滑化加工しているので、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥が少ない。
なお、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム基板（ブランク及びサブストレート）は、耐衝撃性と表面平滑性に優れているため、３．５インチＨＤＤに好適に用いることができるだけでなく、２．５インチＨＤＤにも用いることができる。 In the aluminum alloy blank for magnetic disk according to the present invention, the content of the element to be contained is within a specific range and a specific numerical value, and the average crystal grain size on the surface, the aspect ratio of the average crystal grain size on the surface, and the proof stress are specified. Or less. Therefore, the aluminum alloy blank for magnetic disk according to the present invention has sufficient impact resistance that it does not deform due to impact (about 300 G) when dropped even when it is thinned, and it is applied to the plated surface after plating. Micro waviness hardly occurs and there are few surface defects.
Since the aluminum alloy substrate for magnetic disks according to the present invention smoothes the surface of the aluminum alloy blank for magnetic disks according to the present invention, even when it is thinned, it is not deformed by an impact at the time of dropping. Sufficient impact resistance, micro-waviness hardly occurs on the plated surface after plating, and there are few surface defects.
The aluminum substrate for magnetic disks (blank and substrate) according to the present invention is excellent not only in impact resistance and surface smoothness, but can be suitably used for 3.5 inch HDDs. It can also be used for inch HDDs.

耐衝撃性を評価する振り子式衝撃試験機の概要を説明する模式図である。It is a schematic diagram explaining the outline | summary of the pendulum type impact tester which evaluates impact resistance.

（磁気ディスクの記録密度の向上）
磁気ディスクの記録密度を向上させるためには、めっき面のうねりの低減、及びめっき面のピット数の低減を図るのが効果的である。 (Improvement of magnetic disk recording density)
In order to improve the recording density of the magnetic disk, it is effective to reduce the waviness of the plated surface and the number of pits on the plated surface.

背景技術でも説明したように、短波長うねりは、めっき後の研磨によって除去可能であるが、微小うねりは、めっき後の研磨で除去することができない。微小うねりがめっき後の研磨で除去することができないのは、当該微小うねりが、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの結晶粒方位差によるエッチング性の違いによって生じていることが原因である。このようなエッチング性の違いは、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの成分組成、再結晶組織の状態（表面における平均結晶粒径及び表面における平均結晶粒径のアスペクト比）などを改善することで解消することができると考えられる。   As described in the background art, short-wave waviness can be removed by polishing after plating, but minute waviness cannot be removed by polishing after plating. The reason why the fine waviness cannot be removed by polishing after plating is that the fine waviness is caused by the difference in etching property due to the difference in crystal grain orientation of the aluminum alloy blank for magnetic disk. Such differences in etchability can be eliminated by improving the composition of the aluminum alloy blank for magnetic disks, the state of recrystallized structure (the average crystal grain size on the surface and the aspect ratio of the average crystal grain size on the surface), etc. It is considered possible.

また、めっき面のピット数を低減させるには、ジンケート処理時の過剰なエッチングの抑制と、めっき前処理として行う酸エッチング処理時に発生するピットの抑制とを図る必要がある。ジンケート処理時の過剰なエッチングを抑制するためには、Ｍｎ量を特定の範囲とすることが重要である。また、めっき前処理として行う酸エッチング処理時に発生するピットを抑制するためには、粗大な金属間化合物の形成を抑制する観点からＳｉ量とＦｅ量をそれぞれ特定の範囲とすることが重要である。さらに、十分な耐衝撃性を確保するため、耐力などの機械的特性に優れていることが重要である。   Further, in order to reduce the number of pits on the plating surface, it is necessary to suppress excessive etching during the zincate process and suppress pits generated during the acid etching process performed as a pre-plating process. In order to suppress excessive etching during the zincate treatment, it is important to set the amount of Mn within a specific range. Moreover, in order to suppress pits generated during the acid etching process performed as a pretreatment for plating, it is important to set the Si amount and the Fe amount within specific ranges from the viewpoint of suppressing the formation of coarse intermetallic compounds. . Furthermore, in order to ensure sufficient impact resistance, it is important to have excellent mechanical properties such as yield strength.

このように、本発明に係る磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート（以下、それぞれ単に「ブランク」及び「サブストレート」と呼称する。）の課題を解決するためには、成分組成、再結晶組織の状態及び機械的特性を後記するように制御する必要がある。
以下、本発明に係るブランク、及びサブストレートの実施形態について詳細に説明する。 Thus, in order to solve the problems of the aluminum alloy blank for magnetic disks and the aluminum alloy substrate for magnetic disks (hereinafter simply referred to as “blank” and “substrate”, respectively) according to the present invention, It is necessary to control the composition, the state of the recrystallized structure and the mechanical properties as described later.
Hereinafter, embodiments of the blank and the substrate according to the present invention will be described in detail.

［ブランクの一実施形態］
はじめに、ブランクの一実施形態について説明する。
本実施形態に係るブランクは、Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２５質量％以下、Ｆｅ：０．０２５質量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。 [One Embodiment of Blank]
First, an embodiment of a blank will be described.
The blank according to the present embodiment has Mg: 4.5 mass% to 6.0 mass%, Mn: 0.10 mass% to 0.55 mass%, Si: 0.025 mass%, Fe: 0 0.025% by mass or less, with the balance being Al and inevitable impurities.

そして、本発明に係るブランクは、表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、耐力が１４０ＭＰａ以上であるという構成を採用している。
以下、本実施形態に係るブランクの成分組成について説明した後、再結晶組織の状態及び機械的特性について説明する。 And the blank which concerns on this invention employ | adopts the structure that the average crystal grain diameter in the surface is 27 micrometers or less, the aspect ratio of the average crystal grain diameter in the surface is 1.2 or less, and the proof stress is 140 MPa or more.
Hereinafter, after describing the component composition of the blank according to the present embodiment, the state of the recrystallized structure and the mechanical characteristics will be described.

＜成分組成＞
（Ｍｇ）
Ｍｇは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。Ｍｇ量が４．５質量％未満であると、十分な耐力を得ることができず、ブランクの耐衝撃性が低下する。また、Ｍｇ量が６．０質量％を超えると、高温での割れ感受性が高くなる。そのため、熱間圧延中に割れが生じ易くなり圧延が困難になる。従って、Ｍｇ量は４．５質量％以上６．０質量％以下とする。Ｍｇ量の下限は４．７質量％とするのが好ましく、５．０質量％とするのがより好ましい。Ｍｇ量の上限は５．８質量％とするのが好ましく、５．５質量％とするのがより好ましい。 <Ingredient composition>
(Mg)
Mg is an element effective for improving the yield strength of the blank. When the amount of Mg is less than 4.5% by mass, sufficient yield strength cannot be obtained, and the impact resistance of the blank is lowered. Moreover, when the amount of Mg exceeds 6.0 mass%, the cracking sensitivity at high temperature will become high. Therefore, cracks are likely to occur during hot rolling, making rolling difficult. Therefore, the Mg amount is 4.5% by mass or more and 6.0% by mass or less. The lower limit of the amount of Mg is preferably 4.7% by mass, and more preferably 5.0% by mass. The upper limit of the amount of Mg is preferably 5.8% by mass, and more preferably 5.5% by mass.

（Ｍｎ）
Ｍｎは、ブランクの耐力向上に有効な元素である。なお、Ａｌ−Ｍｇ系合金ではＭｇが高いほどめっき前処理である脱脂処理及び酸エッチング処理でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物の溶解量が増加し、ブランク（より具体的にはサブストレート）の表面に凹部が生じ易くなる。しかしながら、成分組成にＭｎを含有させるとＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物はＭｎを含むＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物として存在するようになるため、酸エッチング処理で溶解し難くなる。その結果、酸エッチング処理でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の溶解に起因して発生するピット数を減少させることができる。さらに、Ｍｎには、鋳造工程及び均質化熱処理工程において微細な金属間化合物として析出し、結晶粒の成長を抑制する効果がある。すなわち、Ｍｎには、再結晶粒の異常成長を抑えて組織を均質化する効果がある。Ｍｎ量が０．１０質量％未満になると、酸エッチング処理で溶解し難くなる効果や組織を均質化する効果を得ることができない。 (Mn)
Mn is an element effective for improving the yield strength of the blank. In the case of Al-Mg-based alloys, the higher the Mg, the greater the amount of Al-Fe-based intermetallic compound dissolved by the pre-plating degreasing and acid etching processes, and the surface of the blank (more specifically, the substrate) It becomes easy to produce a recessed part in. However, when Mn is contained in the component composition, the Al—Fe-based intermetallic compound is present as an Al—Fe—Mn-based intermetallic compound containing Mn, and thus is difficult to be dissolved by the acid etching treatment. As a result, the number of pits generated due to the dissolution of the Al—Fe-based intermetallic compound and the Al—Fe—Mn-based intermetallic compound in the acid etching process can be reduced. Further, Mn has an effect of precipitating as a fine intermetallic compound in the casting process and the homogenizing heat treatment process and suppressing the growth of crystal grains. That is, Mn has the effect of suppressing the abnormal growth of recrystallized grains and homogenizing the structure. When the amount of Mn is less than 0.10% by mass, it is difficult to obtain the effect of being hardly dissolved by the acid etching treatment or the effect of homogenizing the structure.

一方、Ｍｎ量の増加とともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が粗大化する。特に、Ｍｎ量が０．５５質量％を超えると絶対最大長が１０μｍを超える粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が生じる。なお、絶対最大長とは、例えば、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope；ＳＥＭ）のＣＯＭＰＯ像などで観察した際に認識される該当粒子上で、最も離れた２点間の距離をいう。このような粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物は、サブストレート作製時の鏡面加工における研削によって脱落したり、めっき前処理である酸エッチング処理によって溶解したりするため、表面に大きなピットが生じてしまう。また、Ｍｎ量が０．５５質量％を超えると粗大な結晶粒組織となり、耐力が低くなるので耐衝撃性が劣ることになる。   On the other hand, as the amount of Mn increases, the Al—Fe—Mn intermetallic compound becomes coarse. In particular, when the amount of Mn exceeds 0.55% by mass, a coarse Al—Fe—Mn intermetallic compound having an absolute maximum length exceeding 10 μm is generated. The absolute maximum length refers to the distance between the two most distant points on the corresponding particle recognized when observed with a COMPO image of a scanning electron microscope (SEM), for example. Such coarse Al-Fe-Mn intermetallic compounds are removed by grinding in mirror finishing during substrate fabrication, or are dissolved by acid etching treatment, which is a pretreatment for plating. It will occur. Moreover, when the amount of Mn exceeds 0.55 mass%, it will become a coarse crystal grain structure, and since yield strength will become low, impact resistance will be inferior.

従って、Ｍｎ量は０．１０質量％以上０．５５質量％以下とする。なお、Ｍｎ量の増加とともにブランクの鏡面加工等における研削レートが低下する。従って、研削レートの観点からＭｎ量の上限は０．５０質量％とするのが好ましく、０．４８質量％とするのがより好ましく、０．３５質量％とするのがさらに好ましい。他方、より高い耐力を得る観点から、Ｍｎ量の下限は０．１２質量％とするのが好ましく、０．１５質量％とするのがより好ましく、０．２０質量％とするのがさらに好ましい。   Therefore, the amount of Mn is set to 0.10 mass% or more and 0.55 mass% or less. Note that as the amount of Mn increases, the grinding rate in blank mirror processing and the like decreases. Therefore, the upper limit of the Mn amount is preferably 0.50% by mass from the viewpoint of the grinding rate, more preferably 0.48% by mass, and still more preferably 0.35% by mass. On the other hand, from the viewpoint of obtaining higher yield strength, the lower limit of the amount of Mn is preferably 0.12% by mass, more preferably 0.15% by mass, and even more preferably 0.20% by mass.

Ｍｎ量及び前記したＭｇ量をともに前記範囲とすることにより、ブランクの耐力を例えば１４０ＭＰａ以上とすることができ、耐衝撃性に優れたものとすることができる。そのため、ブランクの板厚を約０．８ｍｍ又はそれ以下に薄肉化して磁気ディスクを作製し、約５０ｃｍの高さから落下させた場合に相当する衝撃（約３００Ｇ）が与えられた場合であっても変形しないようにすることができる。従って、ブランクは、薄肉化した磁気ディスクとしてより好適に用いることができる。   By setting both the amount of Mn and the amount of Mg described above within the above ranges, the yield strength of the blank can be made 140 MPa or more, for example, and the impact resistance can be improved. Therefore, the blank plate thickness is reduced to about 0.8 mm or less to produce a magnetic disk, and an impact (about 300 G) corresponding to dropping from a height of about 50 cm is given. Can also be prevented from deforming. Therefore, the blank can be used more suitably as a thinned magnetic disk.

（Ｓｉ）
Ｓｉは、通常、地金不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、Ａｌ合金の鋳塊を鋳造する工程等において、Ａｌ合金の鋳塊や板表面にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生じさせる。
Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削等の鏡面加工時にＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物が、めっき前処理の酸エッチング処理によって溶解され、ピットが形成されることがある。すなわち、Ｓｉ量が０．０２５質量％を超えると、めっき面のピット数が多くなる（つまり、表面欠陥が多くなる）。Ｓｉ量を０．０２５質量％以下とすることによって、このような事態を避けることができる。 (Si)
Si is usually mixed into the Al alloy as a metal base impurity, and in the process of casting the Al alloy ingot, etc., an Mg-Si intermetallic compound is generated on the Al alloy ingot and the plate surface. .
If the amount of Si exceeds 0.025% by mass, the Mg-Si intermetallic compound may fall off from the blank surface during mirror processing such as cutting or grinding when manufacturing the substrate, and pits may be formed. . In addition, the Mg—Si intermetallic compound may be dissolved by an acid etching treatment as a pretreatment for plating to form pits. That is, when the amount of Si exceeds 0.025 mass%, the number of pits on the plating surface increases (that is, surface defects increase). Such a situation can be avoided by making the amount of Si 0.025 mass% or less.

Ｓｉは含有しない方が好ましい成分であるが、前記したように地金不純物としてＡｌ合金中に混入するため、０質量％とするのは非常に困難である。Ｓｉ量を０．００５質量％未満とするには高純度な地金を用いる必要があり、非常に高コストとなるため現実的ではない。
従って、Ｓｉ量は０．０２５質量％以下とするものであるが、コストの観点からＳｉ量に下限を設ける場合は０．００５質量％とすることができ、０．００８質量％とすることができる。Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を小さくする観点から、Ｓｉ量の上限は０．０２０質量％とするのが好ましく、０．０１５質量％とするのがより好ましい。
なお、Ｓｉは０．０２５質量％以下であれば所期の効果を奏することができるので、０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。 Although it is preferable that Si is not contained, it is very difficult to make it 0% by mass because it is mixed into the Al alloy as a metal base impurity as described above. In order to make the amount of Si less than 0.005% by mass, it is necessary to use a high purity metal, which is not practical because it is very expensive.
Accordingly, the Si amount is 0.025% by mass or less, but from the viewpoint of cost, when a lower limit is provided for the Si amount, it can be 0.005% by mass, and can be 0.008% by mass. it can. From the viewpoint of reducing the Mg—Si-based intermetallic compound, the upper limit of the Si amount is preferably 0.020% by mass, and more preferably 0.015% by mass.
In addition, since Si can have the desired effect if it is 0.025% by mass or less, it can be positively contained if it is 0.025% by mass or less.

（Ｆｅ）
Ｆｅは、通常、地金不純物としてＡｌ合金中に混入するものであり、鋳造工程でＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を晶出させる。
Ｆｅ量が０．０２５質量％を超えると、サブストレートを製造する際の切削や研削等の鏡面加工時にＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物がブランクの表面から脱落してピットが形成されることがある。また、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が酸エッチング処理によって溶解し、ピットが形成されることがある。このようにしてできたピットは、めっき処理によって形成されるめっき膜の表面の平滑性を低下させるおそれがある。従って、Ｆｅ量は０．０２５質量％以下とする。 (Fe)
Fe is usually mixed into the Al alloy as a metal impurity, and Al—Fe intermetallic compounds are crystallized in the casting process.
If the amount of Fe exceeds 0.025% by mass, the Al—Fe intermetallic compound may fall off the surface of the blank and form pits during mirror finishing such as cutting or grinding when manufacturing the substrate. . Moreover, the Al—Fe-based intermetallic compound may be dissolved by the acid etching treatment to form pits. The pits thus formed may reduce the smoothness of the surface of the plating film formed by the plating process. Therefore, the amount of Fe is 0.025 mass% or less.

前記したように、Ｆｅは地金不純物としてＡｌ合金中に混入するため、０質量％とするのは非常に困難である。Ｆｅ量を０．００５質量％未満とするには高純度な地金を用いる必要があり、非常に高コストとなるため現実的ではない。なお、Ｆｅ量は０質量％とするのが好ましいが、０．００５質量％以上０．０２５質量％以下の範囲であれば、研削性や耐力の向上効果、再結晶粒を微細化させてジンケート処理の均質性を向上させる効果が期待できる。そのため、コストの観点及びこれらの効果を得る観点からＦｅ量に下限を設ける場合は０．００５質量％とすることができ、０．０１０質量％とすることができる。他方、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を小さくする観点から、Ｆｅ量の上限は０．０２２質量％とするのが好ましく、０．０１７質量％とするのがより好ましい。
なお、Ｆｅは０．０２５質量％以下であれば所期の効果を奏することができるので、０．０２５質量％以下であれば積極的に含有させることもできる。 As described above, since Fe is mixed into the Al alloy as a metal base impurity, it is very difficult to make it 0% by mass. In order to make the amount of Fe less than 0.005% by mass, it is necessary to use a high purity metal, which is not practical because it is very expensive. The Fe amount is preferably 0% by mass, but if it is in the range of 0.005% by mass or more and 0.025% by mass or less, the improvement effect of grindability and proof stress, the recrystallized grains are refined, and the zincate The effect of improving the homogeneity of processing can be expected. Therefore, from the viewpoint of cost and the viewpoint of obtaining these effects, when a lower limit is provided for the amount of Fe, it can be 0.005 mass%, and can be 0.010 mass%. On the other hand, from the viewpoint of reducing the Al—Fe-based intermetallic compound, the upper limit of the Fe amount is preferably 0.022% by mass, and more preferably 0.017% by mass.
In addition, since the desired effect can be produced if it is 0.025 mass% or less, if it is 0.025 mass% or less, it can also be actively contained.

（残部）
本発明に係るブランクを構成する成分組成の基本成分は前記のとおりであり、残部成分はＡｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、材料の溶解時に不可避的に混入する不純物であり、ブランクの諸特性を害さない範囲で含有される。不可避的不純物としては、例えば、Ｖ、Ｂなどが挙げられる。不可避的不純物は、個々に０．００５質量％以下、合計で０．０１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。従って、本発明においては、本発明の効果を阻害しない範囲で不可避的不純物を含有させていてもよく、また、本発明の効果を阻害しない範囲で本明細書で説明した元素以外の元素などを積極的に含有させてもよい（つまり、これらの態様も本発明の技術的範囲に含まれる。）。 (Remainder)
The basic components of the component composition constituting the blank according to the present invention are as described above, and the remaining components are Al and inevitable impurities. Inevitable impurities are impurities that are inevitably mixed when the material is dissolved, and are contained within a range that does not impair the various properties of the blank. Examples of inevitable impurities include V and B. If the inevitable impurities are individually 0.005% by mass or less and the total is 0.015% by mass or less, the effect of the present invention is not hindered. Therefore, in the present invention, inevitable impurities may be contained within a range not inhibiting the effect of the present invention, and elements other than the elements described in the present specification within a range not inhibiting the effect of the present invention. You may make it contain actively (that is, these aspects are also contained in the technical scope of this invention).

なお、本発明に係るブランクの成分組成は、例えば、Ａｌ合金を溶解する際に添加する元素の添加量を適宜調節することによって行うことができる。また、不可避的不純物の含有量の調整（規制）は、例えば、三層電解法により精錬した地金を使用したり、偏析法を利用してこれらを排除したりすることによって行うことができる。   In addition, the component composition of the blank which concerns on this invention can be performed by adjusting suitably the addition amount of the element added when melt | dissolving Al alloy, for example. Moreover, adjustment (regulation) of content of an unavoidable impurity can be performed by using, for example, ingots refined by a three-layer electrolysis method or eliminating them using a segregation method.

＜再結晶組織の状態及び機械的特性＞
（平均結晶粒径）
平均結晶粒径は、ブランクの耐力に影響を与える。この平均結晶粒径は、板表面の圧延平行方向における再結晶組織の平均結晶粒径Ａと、当該板表面の圧延直角方向における再結晶組織の平均結晶粒径Ｂと、を平均することで求めることができる（以下、このようにして求められる平均結晶粒径を「平均結晶粒径Ｃ」と呼称することもある。）。なお、本明細書において「圧延平行方向」とは、板表面と水平且つ熱間圧延時及び冷間圧延時に圧延ローラーによって圧延された板材が延ばされる方向（圧延方向）をいい、「圧延直角方向」とは、板表面と水平且つ前記圧延方向に対して直角な方向をいう。 <State of recrystallized structure and mechanical properties>
(Average crystal grain size)
The average grain size affects the yield strength of the blank. This average crystal grain size is obtained by averaging the average crystal grain size A of the recrystallized structure in the rolling parallel direction of the plate surface and the average crystal grain size B of the recrystallized structure in the direction perpendicular to the rolling of the plate surface. (Hereinafter, the average grain size determined in this way may be referred to as “average grain size C”.) In the present specification, the “rolling parallel direction” refers to a direction (rolling direction) in which the plate material that is horizontal with the plate surface and rolled by a rolling roller during hot rolling and cold rolling is extended (rolling direction). "" Refers to a direction that is horizontal to the plate surface and perpendicular to the rolling direction.

つまり、平均結晶粒径Ｃは、{（前記平均結晶粒径Ａ＋前記平均結晶粒径Ｂ）／２}で求めることができる。平均結晶粒径Ｃが２７μｍを超えると、Ｍｇ量及びＭｎ量がそれぞれ前記した数値範囲内にあったとしても、ブランクの耐力が１４０ＭＰａ以上とならないおそれがある。また、平均結晶粒径Ｃはめっき面の微小うねりの発生状況にも影響を与える。平均結晶粒径Ｃが２７μｍを超えると、めっき面に微小うねりが発生し易くなり、うねりの波長も大きくなる傾向がある。従って、平均結晶粒径Ｃは２７μｍ以下とする。耐力を高くする観点及びめっき面の微小うねりの発生を抑制する観点から、平均結晶粒径Ｃは２５μｍ以下とするのが好ましく、２３μｍ以下とするのがより好ましい。平均結晶粒径を２７μｍ以下とする積み付け焼鈍の条件などについては製造方法の項目で説明する。   That is, the average crystal grain size C can be obtained by {(the average crystal grain size A + the average crystal grain size B) / 2}. If the average grain size C exceeds 27 μm, the proof stress of the blank may not be 140 MPa or more even if the Mg amount and the Mn amount are within the above-described numerical ranges. In addition, the average crystal grain size C also affects the occurrence of minute undulations on the plated surface. When the average crystal grain size C exceeds 27 μm, micro undulation is likely to occur on the plated surface, and the undulation wavelength tends to increase. Therefore, the average crystal grain size C is set to 27 μm or less. From the viewpoint of increasing the proof stress and suppressing the occurrence of microwaviness on the plated surface, the average crystal grain size C is preferably 25 μm or less, and more preferably 23 μm or less. The conditions for stacking annealing in which the average crystal grain size is 27 μm or less will be described in the item of manufacturing method.

（アスペクト比）
本実施形態に係るブランクは、前記した平均結晶粒径Ａと、前記した平均結晶粒径Ｂとのアスペクト比Ａ／Ｂを１．２以下（Ａ／Ｂ≦１．２）としている。つまり、本実施形態に係るブランクは、可能な限り等軸な再結晶組織とし、組織の異方性が生じないようにしている。そのため、本実施形態に係るブランクは、めっき面の微小うねりが発生し難い。めっき面の微小うねりをより発生し難くする観点から、アスペクト比Ａ／Ｂは、１．１以下とするのが好ましく、１．０とする（つまり、等軸である）のがより好ましい。アスペクト比Ａ／Ｂを１．２以下とする積み付け焼鈍の条件などについては製造方法の項目で説明する。 (aspect ratio)
In the blank according to this embodiment, the aspect ratio A / B between the average crystal grain size A and the average crystal grain size B is 1.2 or less (A / B ≦ 1.2). That is, the blank according to the present embodiment has an equiaxed recrystallized structure as much as possible so that the structure is not anisotropic. For this reason, in the blank according to the present embodiment, micro-waviness of the plated surface is unlikely to occur. From the viewpoint of making the undulation of the plated surface less likely to occur, the aspect ratio A / B is preferably 1.1 or less, and more preferably 1.0 (that is, is equiaxed). The conditions for stacking annealing in which the aspect ratio A / B is 1.2 or less will be described in the item of the manufacturing method.

（耐力）
ブランクは、製造過程において積み付け焼鈍が行われる。積み付け焼鈍を行って製造された本実施形態に係るブランクの耐力は１４０ＭＰａ以上である。積み付け焼鈍の条件としては、例えば、２００〜２８０℃の温度域を５０℃／ｈ以上の速度で昇温し、３００〜４００℃で２〜７時間保持することが挙げられる。ブランクの耐力を１４０ＭＰａ以上とすることによって、板厚を約０．８ｍｍ又はそれ以下に薄肉化した場合でも十分な耐衝撃性とハンドリング時の変形防止効果とを得ることができる。ブランクの耐力は高いほど好ましい。そのため、ブランクの耐力は、１４３ＭＰａ以上とするのが好ましく、１５５ＭＰａ以上とするのがより好ましく、１６０ＭＰａ以上とするのが更に好ましい。 (Strength)
The blank is stacked and annealed during the manufacturing process. The yield strength of the blank according to this embodiment manufactured by stacking annealing is 140 MPa or more. As conditions for stacking annealing, for example, a temperature range of 200 to 280 ° C. is raised at a rate of 50 ° C./h or more and held at 300 to 400 ° C. for 2 to 7 hours. By setting the proof stress of the blank to 140 MPa or more, sufficient impact resistance and an effect of preventing deformation during handling can be obtained even when the plate thickness is reduced to about 0.8 mm or less. The higher the yield strength of the blank, the better. Therefore, the proof stress of the blank is preferably 143 MPa or more, more preferably 155 MPa or more, and further preferably 160 MPa or more.

［ブランクの他の実施形態］
次に、ブランクの他の実施形態について説明する。
他の実施形態に係るブランクは、前記した成分組成に関して、さらに諸特性を向上させるために種々の元素を添加したものである。 [Other Embodiments of Blank]
Next, another embodiment of the blank will be described.
In the blank according to another embodiment, various elements are added with respect to the above-described component composition in order to further improve various characteristics.

〔Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種をさらに含有する態様〕
他の実施形態に係るブランクの一態様として具体的には、前記した成分組成において、さらに、Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種を、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下の範囲内で含有することが好ましい。 [Aspect that further contains at least one of Cu and Zn]
Specifically, as one aspect of the blank according to another embodiment, in the above-described component composition, at least one of Cu and Zn is further Cu: 0.01 mass% or more and 0.10 mass% or less, Zn : It is preferable to contain in 0.01 to 0.40 mass% of range.

（Ｃｕ）
Ｃｕは、ブランクのＮｉ−Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｃｕは、ブランク中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｃｕを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。そのため、めっき面の平滑性を向上させることができる。なお、Ｃｕ量が０．０１質量％未満では、前記した効果を十分に得ることができないおそれがある。従って、Ｃｕ量の下限は、前記した効果を十分に得る観点から０．０１質量％とするのが好ましく、０．０２質量％とするのがより好ましい。 (Cu)
Cu is an effective element for improving the Ni-P plating property of the blank. Cu has a solid solution uniformly in the blank, and has an effect of uniformly finely depositing Zn ions in the zincate bath on the surface of the blank (more specifically, the substrate) in the zincate treatment of the pretreatment for plating. That is, by including Cu, a zincate film can be uniformly formed, and generation of nodules on the surface of the Ni—P plating film can be suppressed. Therefore, the smoothness of the plating surface can be improved. If the amount of Cu is less than 0.01% by mass, the above-described effects may not be obtained sufficiently. Therefore, the lower limit of the amount of Cu is preferably 0.01% by mass and more preferably 0.02% by mass from the viewpoint of sufficiently obtaining the above-described effects.

その一方で、Ｃｕ量が０．１０質量％を超えると粒界にＣｕが析出するため、めっき前処理の酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、ピットが生じるとともに、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる傾向がある。従って、Ｃｕ量の上限は０．１０質量％とするのが好ましく、０．０８質量％とするのがより好ましい。   On the other hand, if the amount of Cu exceeds 0.10% by mass, Cu precipitates at the grain boundary, so that the grain boundary part is over-etched in the acid etching process of the pre-plating process, resulting in pits and Ni-P plating. The generation of nodules on the film surface tends to be significant. Therefore, the upper limit of the amount of Cu is preferably 0.10% by mass, and more preferably 0.08% by mass.

（Ｚｎ）
ＺｎもＣｕと同様、ブランクのＮｉ−Ｐめっき性改善のために有効な元素である。Ｚｎは、ブランク中に均一に固溶し、めっき前処理のジンケート処理において、ジンケート浴中のＺｎイオンをブランク（より具体的にはサブストレート）の表面へ均一に微細析出させる効果を有する。つまり、Ｚｎを含むことによって、ジンケート皮膜を均一に形成させることができ、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生を抑制することができる。また、Ｚｎ量の増加に伴ってＺｎがブランク中に均一に析出し、サブストレートに対して行うめっき前処理の酸エッチング処理において、エッチング起点及びジンケート処理時のＺｎイオン析出拠点となりやすくなる。このため、Ｚｎを含むことで結晶粒による段差を抑制する効果を発揮することができる。なお、Ｚｎ量が０．０１質量％未満では、これらの効果を十分に得ることができないおそれがある。従って、Ｚｎ量の下限は前記した各効果を十分に得る観点から０．０１質量％とするのが好ましく、０．０２質量％とするのがより好ましい。 (Zn)
Zn, like Cu, is an effective element for improving the Ni—P plating property of the blank. Zn has a solid solution uniformly in the blank, and has an effect of uniformly and finely depositing Zn ions in the zincate bath on the surface of the blank (more specifically, the substrate) in the zincate treatment of the plating pretreatment. That is, by containing Zn, a zincate film can be formed uniformly, and generation of nodules on the surface of the Ni—P plating film can be suppressed. Further, as the amount of Zn increases, Zn is uniformly precipitated in the blank, and in the acid etching process of the pre-plating process performed on the substrate, it tends to become an etching starting point and a Zn ion precipitation base at the time of the zincate process. For this reason, the effect which suppresses the level | step difference by a crystal grain can be exhibited by containing Zn. In addition, when Zn amount is less than 0.01 mass%, there exists a possibility that these effects cannot fully be acquired. Therefore, the lower limit of the Zn amount is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02% by mass from the viewpoint of sufficiently obtaining the above-described effects.

その一方で、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｚｎの析出核が大きくなるのに伴い、めっき前処理として行う酸エッチング処理で形成されるピットも大きくなる傾向がある。そのため、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面の平滑性が低下するおそれがある。さらに、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、粒界にＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物が析出するため、めっき前処理として行う酸エッチング処理において粒界部が過エッチングを受け、Ｎｉ−Ｐめっき膜表面のノジュールの発生が多大となる傾向がある。また、Ｚｎ量が０．４０質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系金属間化合物も溶解してピットとなり、それがめっき後も残存することがある。従って、Ｚｎ量の上限は０．４０質量％とするのが好ましく、０．２０質量％とするのがより好ましい。   On the other hand, when the amount of Zn exceeds 0.40 mass%, the number of pits formed by the acid etching process performed as the pretreatment for plating tends to increase as the number of Zn precipitation nuclei increases. Therefore, when the Zn content exceeds 0.40 mass%, the smoothness of the Ni—P plating film surface may be lowered. Furthermore, when the Zn content exceeds 0.40 mass%, an Al—Mg—Zn-based intermetallic compound is precipitated at the grain boundary. Therefore, the grain boundary part is over-etched in the acid etching process performed as the pretreatment for plating, and Ni The generation of nodules on the surface of the -P plating film tends to be significant. On the other hand, when the Zn content exceeds 0.40 mass%, the Al—Mg—Zn intermetallic compound also dissolves to form pits, which may remain after plating. Therefore, the upper limit of the Zn content is preferably 0.40% by mass, and more preferably 0.20% by mass.

以上に述べたように、Ｃｕ及びＺｎをそれぞれ前記した範囲で含有させると、ブランクは、めっき面に形成されるピット数をより低減させることができる。つまり、めっき面の平滑性を向上させることができる。なお、Ｃｕ及びＺｎはそれぞれ前記した最大含有量以下で含有させることができる（このような態様であっても本発明の効果を阻害しない）。つまり、Ｃｕ及びＺｎの合計含有量は０．５０質量％以下とすることができる。   As described above, when Cu and Zn are contained in the ranges described above, the blank can further reduce the number of pits formed on the plating surface. That is, the smoothness of the plated surface can be improved. In addition, Cu and Zn can each be contained below the above-mentioned maximum content (even such an embodiment does not inhibit the effect of the present invention). That is, the total content of Cu and Zn can be 0.50% by mass or less.

〔Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種をさらに含有する態様〕
他の実施形態に係るブランクの一態様として前記した成分組成において、さらに、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種を０．０１質量％以上０．３５質量％以下の範囲内で含有し、前記したＣｒ、Ｔｉ、Ｚｒを２種以上含有する場合は、その合計含有量を０．４０質量％以下とすることが好ましい。 [Aspect that further contains at least one of Cr, Ti, and Zr]
In the component composition described above as one aspect of the blank according to another embodiment, further contains at least one of Cr, Ti, and Zr within a range of 0.01% by mass to 0.35% by mass, When two or more kinds of Cr, Ti, and Zr are contained, the total content is preferably 0.40% by mass or less.

Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒには、Ａｌ合金中に微細な化合物として析出し、再結晶粒の核生成の起点になるとともに、結晶粒の成長を抑制する働きにより組織を微細化する効果がある。この効果を十分得るためには、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒを前記した条件で含有するのが好ましい。このようにすると、板表面における平均結晶粒径をより小さくすることができるとともに、平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とすることができ、また、ブランクの耐力を向上させることができる。   Cr, Ti, and Zr are precipitated as fine compounds in the Al alloy and serve as starting points for nucleation of recrystallized grains, and have the effect of refining the structure by suppressing the growth of crystal grains. In order to sufficiently obtain this effect, it is preferable to contain Cr, Ti, and Zr under the above-described conditions. In this way, the average crystal grain size on the plate surface can be made smaller, the aspect ratio of the average crystal grain size can be made 1.2 or less, and the proof stress of the blank can be improved. .

Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの含有量がいずれも０．０１質量％未満であると、再結晶粒の核生成の起点となる効果や組織を微細化する効果を得ることができない。
その一方で、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうちのいずれかが０．３５質量％を超えると、板表面における平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とすることができない。
ここで、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量は計算上、最大で１．０５質量％となるが、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうち２種以上含有する場合においてその合計含有量が０．４０質量％を超えると、前記と同様、板表面における平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とすることができない。 If the contents of Cr, Ti and Zr are all less than 0.01% by mass, the effect of starting nucleation of recrystallized grains and the effect of refining the structure cannot be obtained.
On the other hand, if any of Cr, Ti, and Zr exceeds 0.35% by mass, the aspect ratio of the average crystal grain size on the plate surface cannot be 1.2 or less.
Here, the total content of Cr, Ti and Zr is calculated to be 1.05% by mass at the maximum, but in the case of containing two or more of Cr, Ti and Zr, the total content is 0.40% by mass. If it exceeds%, the aspect ratio of the average crystal grain size on the plate surface cannot be made 1.2 or less, as described above.

Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうちのいずれかが０．３５質量％を超えたり、Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒのうち２種以上含有する場合においてその合計含有量が０．４０質量％を超えたりしたときに、板表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下とならない理由としては、圧延平行方向に伸びた変形組織が残存することになり、組織の異方性が大きくなることが挙げられる。これらの場合、結果的に、めっき面に微小うねりが発生するようになり、また、初晶として粗大な金属間化合物が晶出することがあるので、ブランクの表面を鏡面加工する際の研削加工や、めっき前処理工程などによってこれが脱落してピットとなる。そのため、めっき処理によって形成されるめっき膜表面の平滑性が低下する。さらに、粗大な結晶粒組織になるため耐力が低くなり、耐衝撃性に劣ることになる。
なお、より等軸な再結晶組織とする観点、及び微小うねりやピットの発生をより抑制する観点から、Ｃｒ量、Ｔｉ量及びＺｒ量の下限はそれぞれ０．０２質量％とするのが好ましく、上限はそれぞれ０．２０質量％とするのが好ましい。Ｃｒ、Ｔｉ及びＺｒの合計含有量の上限は０．３５質量％とするのが好ましいが、前記したように０．４０質量％以下であれば本発明の効果を阻害しない。 When any of Cr, Ti and Zr exceeds 0.35% by mass, or when the total content exceeds 0.40% by mass in the case of containing two or more of Cr, Ti and Zr The reason why the aspect ratio of the average crystal grain size on the plate surface does not become 1.2 or less is that a deformed structure extending in the rolling parallel direction remains and the anisotropy of the structure is increased. In these cases, as a result, micro-waviness occurs on the plated surface, and coarse intermetallic compounds may crystallize as primary crystals, so grinding when mirroring the surface of the blank Or, this is dropped off by a plating pretreatment process or the like to form pits. Therefore, the smoothness of the surface of the plating film formed by the plating process is reduced. Furthermore, since it becomes a coarse crystal grain structure, the yield strength is lowered and the impact resistance is inferior.
In addition, from the viewpoint of a more equiaxed recrystallized structure, and from the viewpoint of further suppressing the occurrence of microwaviness and pits, the lower limit of the Cr content, Ti content and Zr content is preferably 0.02% by mass, The upper limit is preferably 0.20% by mass. The upper limit of the total content of Cr, Ti and Zr is preferably 0.35% by mass, but as described above, the effect of the present invention is not hindered if it is 0.40% by mass or less.

以上に説明した各実施形態に係るブランクは、それぞれ前記した成分組成のＡｌ合金板を作製し、当該Ａｌ合金板を必要に応じて調質し、これをプレス成形により所定の円盤状に打ち抜くことで製造される。   The blank according to each embodiment described above produces an Al alloy plate having the above-described component composition, tempers the Al alloy plate as necessary, and punches it into a predetermined disc shape by press molding. Manufactured by.

以上に説明した本発明に係るブランクは、成分組成を特定の範囲とするとともに、表面における平均結晶粒径を２７μｍ以下とし、表面における平均結晶粒径のアスペクト比を１．２以下とし、耐力を１４０ＭＰａ以上としている。そのため、本発明に係るブランクは、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき後のめっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥が少ない。   The blank according to the present invention described above has a component composition within a specific range, an average crystal grain size on the surface of 27 μm or less, an aspect ratio of the average crystal grain size on the surface of 1.2 or less, and a proof stress. 140 MPa or more. Therefore, the blank according to the present invention has sufficient impact resistance that it is not deformed by the impact at the time of dropping even when it is thinned, and it is difficult for micro undulation to occur on the plated surface after plating, and the surface There are few defects.

［サブストレート］
本発明に係るサブストレートは、前記した本発明に係るブランクの表面を平滑化加工（研削加工、鏡面加工）することにより製造される。
なお、本発明に係るブランク及びサブストレートの製造方法については後記する。 [substrate]
The substrate according to the present invention is manufactured by subjecting the surface of the blank according to the present invention to smoothing (grinding, mirror finishing).
The blank and substrate manufacturing method according to the present invention will be described later.

本発明に係るサブストレートは、前記した本発明に係るブランクと同様の成分組成及び構成を有している。そのため、サブストレートとして必要な機械的特性を備えており、ハンドリング時に基板が歪み難いことは勿論、薄肉化した場合であっても落下時の衝撃によって変形しない程度の十分な耐衝撃性を有し、めっき面に微小うねりが発生し難く、且つ表面欠陥が少ない。従って、本発明に係るサブストレートは、３．５インチＨＤＤに好適に用いることができる。また、このように耐衝撃性に優れており、めっき面に微小うねりが発生し難い本発明に係るサブストレートは、モバイル用の２．５インチＨＤＤに適用された場合も同様に優れた前記特性を示す（前記したブランクも同様である。）。   The substrate according to the present invention has the same component composition and configuration as those of the blank according to the present invention. Therefore, it has the necessary mechanical properties as a substrate, and the substrate is not easily distorted during handling, and it has sufficient impact resistance that it does not deform due to impact when dropped even when it is thinned. In addition, micro-waviness hardly occurs on the plated surface and there are few surface defects. Therefore, the substrate according to the present invention can be suitably used for a 3.5-inch HDD. In addition, the substrate according to the present invention, which is excellent in impact resistance and does not easily generate micro-waviness on the plated surface, has the same characteristics as described above when applied to a 2.5-inch HDD for mobile use. (The above-mentioned blank is also the same).

［ブランクの製造方法］
本発明に係るブランクは、磁気ディスク用の基板を製造する一般的な条件の製造方法及び設備によって製造することができる。例えば、前記した成分組成のＡｌ合金を溶解し、前記した成分組成に調整した鋳塊を鋳造する工程、この鋳塊に対して均質化熱処理を行う工程、均質化熱処理を行った鋳塊を熱間圧延して所定の板厚の熱間圧延板を得る工程、熱間圧延板を冷間圧延して冷間圧延板を得る工程、冷間圧延板からブランクを製造する工程、及び、積み付け焼鈍をする工程を含む一連の工程に供することによって製造することができる。なお、必要に応じて、冷間圧延する工程の前か、又は冷間圧延する工程の途中で中間焼鈍を行ってもよい。 [Blank manufacturing method]
The blank according to the present invention can be manufactured by a manufacturing method and equipment under general conditions for manufacturing a substrate for a magnetic disk. For example, a step of melting an Al alloy having the above-described component composition and casting an ingot adjusted to the above-described component composition, a step of performing homogenization heat treatment on the ingot, and heating the ingot subjected to the homogenization heat treatment A step of hot rolling to obtain a hot rolled plate having a predetermined thickness, a step of cold rolling the hot rolled plate to obtain a cold rolled plate, a step of manufacturing a blank from the cold rolled plate, and stacking It can manufacture by using for a series of processes including the process of annealing. If necessary, intermediate annealing may be performed before the cold rolling step or in the middle of the cold rolling step.

（鋳造）
なお、前記したＡｌ合金の鋳塊を製造する際は、Ａｌ合金を溶解した際に、アルゴン（Ａｒ）などの不活性ガスを溶湯中に吹き込んで脱水素処理を行うのが好ましい。また、３０〜８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で鋳塊を製造するのが好ましい。鋳造温度は、例えば、６８０〜７２０℃とするのが好ましい。 (casting)
When manufacturing the above-described ingot of Al alloy, it is preferable to perform dehydrogenation treatment by blowing an inert gas such as argon (Ar) into the molten metal when the Al alloy is melted. Moreover, it is preferable to manufacture an ingot with the casting speed of 30-80 mm / min. For example, the casting temperature is preferably 680 to 720 ° C.

（均質化熱処理）
均質化熱処理は、Ａｌ合金の鋳塊を面削した後、例えば、５００〜５７０℃で０．５〜１２時間行うのが好ましい。このようにすると、Ｍｇ2ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物を十分に固溶させることができる。なお、均質化熱処理の温度は５３０〜５６０℃とするのが好ましく、時間は２〜１２時間とするのがより好ましい。面削量は、偏析の程度を勘案して適宜変更することができるが、その量は片面当たり例えば３〜２０ｍｍの範囲が好ましい。 (Homogenization heat treatment)
The homogenization heat treatment is preferably performed, for example, at 500 to 570 ° C. for 0.5 to 12 hours after chamfering the ingot of the Al alloy. In this way, Mg—Si intermetallic compounds such as Mg 2 Si can be sufficiently dissolved. In addition, it is preferable that the temperature of homogenization heat processing shall be 530-560 degreeC, and it is more preferable that time shall be 2-12 hours. The amount of chamfering can be appropriately changed in consideration of the degree of segregation, but the amount is preferably in the range of, for example, 3 to 20 mm per side.

（熱間圧延）
熱間圧延は、例えば、４９０℃から４００℃までの温度域を３０分以内に終了するのが好ましい。このようにすると、熱間圧延終了時までＭｇ2ＳｉなどのＭｇ−Ｓｉ系金属間化合物が粗大化したり、析出したりしないようにすることができる。
なお、熱間圧延終了温度が３００℃前後を下回ると、その後の冷間圧延工程でリューダース模様が生じる。リューダース模様は研削後の表面には残らないため、磁気ディスク基板としての機能は損なわないが、研削前のＡｌ合金板やブランクの美観が損なわれる。従って、これを防止するため、熱間圧延終了温度は３００℃以上とするのが望ましい。また、熱間圧延は、４９０℃から４１０℃までの温度域を１０分以内に終了するのがより好ましい。 (Hot rolling)
In the hot rolling, for example, the temperature range from 490 ° C. to 400 ° C. is preferably finished within 30 minutes. In this way, it is possible to Mg-Si-based intermetallic compounds such as Mg 2 Si until the end of hot rolling is prevented from or or, precipitated coarse.
When the hot rolling end temperature is below about 300 ° C., a Luders pattern is generated in the subsequent cold rolling process. Since the Luders pattern does not remain on the surface after grinding, the function as a magnetic disk substrate is not impaired, but the aesthetics of the Al alloy plate or blank before grinding are impaired. Therefore, in order to prevent this, it is desirable that the hot rolling end temperature is 300 ° C. or higher. Moreover, it is more preferable that the hot rolling is completed within a temperature range of 490 ° C. to 410 ° C. within 10 minutes.

（冷間圧延）
冷間圧延は、例えば、７０％以上の冷間圧延率で行うのが好ましい。このようにすると、積み付け焼鈍後の結晶粒を微細化するのに必要な歪エネルギーを蓄積することができる。そのため、積み付け焼鈍後の耐力（つまり、ブランク及びサブストレートの耐力）に優れたものとすることができる。また、７０％以上の冷間圧延率で行うと、積み付け焼鈍後の結晶粒を微細化することができるので、めっき面のうねりも低くすることができる。
ここで、冷間圧延の前か、又は冷間圧延の途中で中間焼鈍を行う場合は、中間焼鈍後に７０％以上の冷間圧延率で冷間圧延を行うのが好ましい。なお、ブランクの板厚はこの段階でほぼ決まるので、必要に応じて複数回パスさせて目標板厚とするのがよい。目標板厚としては、例えば、０．８ｍｍや０．７ｍｍなどが挙げられる。また、目標板厚としては、例えば、１．３ｍｍ、１ｍｍ、０．９ｍｍなどが挙げられる。 (Cold rolling)
For example, the cold rolling is preferably performed at a cold rolling rate of 70% or more. If it does in this way, the strain energy required in order to refine | miniaturize the crystal grain after piled annealing can be accumulate | stored. Therefore, it can be excellent in the yield strength after stacking annealing (that is, the yield strength of the blank and the substrate). Moreover, since it can refine | miniaturize the crystal grain after stacking annealing when it carries out by the cold rolling rate of 70% or more, the waviness of a plating surface can also be made low.
Here, when performing the intermediate annealing before the cold rolling or in the middle of the cold rolling, it is preferable to perform the cold rolling at a cold rolling rate of 70% or more after the intermediate annealing. Since the blank thickness is substantially determined at this stage, it is preferable to pass the blank several times as necessary to obtain the target thickness. Examples of the target plate thickness include 0.8 mm and 0.7 mm. Moreover, as target board thickness, 1.3 mm, 1 mm, 0.9 mm etc. are mentioned, for example.

（ブランクの製造）
ブランクの製造は、前記した冷間圧延を行った板材を必要に応じて調質し、当該板材をプレス成形により所定の円盤状に打ち抜くことで行うことができる。 (Manufacture of blanks)
The blank can be manufactured by refining the cold-rolled plate material as necessary and punching the plate material into a predetermined disk shape by press molding.

（積み付け焼鈍）
積み付け焼鈍は、円盤状の板材（円盤状板材）を、高平坦度のスペーサ間に積み付けし、全体を加圧しながら焼鈍することで行うことができる。一般に、この焼鈍を行ったものをブランクという。
ここで、積み付け焼鈍における２００〜２８０℃の温度域では、結晶粒の回復とＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系金属間化合物の析出が生じる。そのため、この温度域での保持時間が長くなると、圧延平行方向に伸長した加工組織が安定化してしまう。その結果、積み付け焼鈍後の微細且つ等軸な再結晶組織の形成が阻害されてしまい、積み付け焼鈍後の耐力が低下する。この傾向は特に、体積が大きく積み付け焼鈍時に温度が上がり難い３．５インチＨＤＤ用に打ち抜いたブランクに顕著に表れる。これは、２．５インチＨＤＤ用に打ち抜いたブランクには見られない現象である。また、この現象は、Ｍｇ量が多く、冷間圧延時の歪の蓄積が大きく、回復が生じ易く、且つ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系金属間化合物の析出が同じ温度域で生じる高Ｍｇ、高Ｍｎを添加したときに生じる現象である。つまり、Ｍｇ量の低い特許文献２に開示されている発明などでは見られなかった特殊な現象である。 (Stacking annealing)
Stacking annealing can be performed by stacking disk-shaped plate materials (disk-shaped plate materials) between spacers having high flatness and annealing the whole while applying pressure. In general, this annealing is called a blank.
Here, in the temperature range of 200 to 280 ° C. in the stacking annealing, recovery of crystal grains and precipitation of Al—Mn—Mg intermetallic compounds occur. For this reason, when the holding time in this temperature range becomes long, the processed structure elongated in the rolling parallel direction is stabilized. As a result, the formation of a fine and equiaxed recrystallized structure after stack annealing is hindered, and the yield strength after stack annealing is reduced. This tendency is particularly prominent in blanks punched for 3.5-inch HDDs, which have a large volume and do not easily rise in temperature during stacking annealing. This is a phenomenon not seen in blanks punched for 2.5 inch HDDs. In addition, this phenomenon is caused by a high Mg content, a large amount of Mg, a large accumulation of strain during cold rolling, easy recovery, and precipitation of Al-Mn-Mg intermetallic compounds in the same temperature range. This is a phenomenon that occurs when Mn is added. That is, this is a special phenomenon that was not found in the invention disclosed in Patent Document 2 with a low Mg content.

従って、本発明においては、前記した条件で冷間圧延を行い、歪エネルギーを十分に蓄積させ、さらに、積み付け焼鈍における２００〜２８０℃の温度域を５０℃／ｈ以上の速度で昇温することで、回復組織の安定化を防止する。また、積み付け焼鈍の焼鈍温度を、例えば、３００〜４００℃で７時間以内とすると、結晶粒の粗大化を抑制することができる。焼鈍時間は１時間以上とするのが好ましい。なお、焼鈍時間を５時間以下とすると、より確実に結晶粒の粗大化を抑制することができる。他方、積み付け焼鈍の焼鈍温度が３００℃未満であると、表面における平均結晶粒径が２７μｍを超えたり、アスペクト比が１．２を超えたりしてしまい、微小うねりが発生し易くなる。また、積み付け焼鈍の焼鈍温度が３００℃未満であると、回復組織が進んだ粗大な組織になるため耐力が低くなり、耐衝撃性に劣ることとなる。さらに、積み付け焼鈍温度が４００℃を超えたり、焼鈍時間が７時間を超えたりすると、結晶粒が粗大になる。その結果、耐力が低下し、耐衝撃性に劣ることとなる。積み付け焼鈍における２００〜２８０℃の温度域の昇温速度が５０℃／ｈ未満であると、表面における平均結晶粒径が２７μｍを超えたり、アスペクト比が１．２を超えたりしてしまい、微小うねりが発生し易くなる。   Accordingly, in the present invention, cold rolling is performed under the above-described conditions, strain energy is sufficiently accumulated, and the temperature range of 200 to 280 ° C. in the stacking annealing is increased at a rate of 50 ° C./h or more. This prevents stabilization of the recovery organization. Moreover, when the annealing temperature of stacking annealing is, for example, within 300 hours at 300 to 400 ° C., coarsening of crystal grains can be suppressed. The annealing time is preferably 1 hour or longer. Note that when the annealing time is 5 hours or less, the coarsening of crystal grains can be more reliably suppressed. On the other hand, when the annealing temperature of the stack annealing is less than 300 ° C., the average crystal grain size on the surface exceeds 27 μm or the aspect ratio exceeds 1.2, and micro undulation is likely to occur. Further, if the annealing temperature of the stacking annealing is less than 300 ° C., the recovery structure becomes a coarse structure and the yield strength becomes low, and the impact resistance becomes inferior. Furthermore, when the stacking annealing temperature exceeds 400 ° C. or the annealing time exceeds 7 hours, the crystal grains become coarse. As a result, the yield strength is reduced and the impact resistance is poor. When the rate of temperature increase in the temperature range of 200 to 280 ° C. in the stacking annealing is less than 50 ° C./h, the average crystal grain size on the surface exceeds 27 μm, or the aspect ratio exceeds 1.2, Micro waviness is likely to occur.

積み付け焼鈍終了後に円盤状板材の内周縁及び外周縁の端面に対して所定の端面加工を施すことにより、本発明に係るブランクを製造することができる。   The blank which concerns on this invention can be manufactured by giving a predetermined end surface process with respect to the end surface of the inner periphery of a disk-shaped board | plate material, and an outer periphery after completion | finish of stacking annealing.

［サブストレートの製造方法］
本実施形態に係るサブストレートは、例えば、次のようにして製造することができる。
両面研削機に予めセットされたキャリアのポケット内に前記したブランクをセットする。そして、砥石により目標の板厚になるまで研削加工（鏡面加工）すると、本発明に係るサブストレートを製造することができる（なお、当該サブストレートは、グラインドサブストレートと呼称されることもある。）。
このようにして製造された本発明に係るサブストレートの成分組成や金属組織は前記したブランクと同様であるが、鏡面加工を行っているので、ブランクと比較して高い平滑性を具備している。 [Substrate manufacturing method]
The substrate according to the present embodiment can be manufactured, for example, as follows.
The blank described above is set in a pocket of a carrier set in advance on a double-side grinding machine. And if it grinds (mirror surface processing) until it reaches the target board thickness with a grindstone, the substrate which concerns on this invention can be manufactured (Note that the said substrate may be called a grind substrate. ).
The component composition and metal structure of the substrate according to the present invention thus manufactured are the same as those of the blank described above, but since the mirror finish is performed, the substrate has higher smoothness than the blank. .

［磁気ディスク及びその製造方法］
そして、このようにして製造したサブストレートの表面を任意の条件で酸エッチング処理し、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成した後、その表面を研磨する（なお、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成したサブストレートは、めっきサブストレートと呼称されることもある。）。次いで、このサブストレート上に、磁気特性を高めるための下地膜、Ｃｏ基合金からなる磁性膜、及び磁性膜を保護するためのＣ（カーボン）からなる保護膜などをスパッタリング等により形成することで、磁気ディスクを作製することができる。
前記した無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜、下地膜、磁性膜、保護膜の形成は、磁気ディスクを製造するにあたって一般的に実施される条件で行うことができる。 [Magnetic disk and manufacturing method thereof]
Then, the surface of the substrate thus manufactured is subjected to acid etching treatment under arbitrary conditions to form an electroless Ni—P plating film, and then the surface is polished (in addition, the electroless Ni—P plating film is The formed substrate is sometimes called a plating substrate.) Next, a base film for enhancing magnetic properties, a magnetic film made of a Co-based alloy, a protective film made of C (carbon) for protecting the magnetic film, and the like are formed on the substrate by sputtering or the like. A magnetic disk can be manufactured.
The formation of the electroless Ni—P plating film, the base film, the magnetic film, and the protective film described above can be performed under conditions that are generally used in manufacturing a magnetic disk.

また、ブランク及びサブストレートなどの製造条件については、例えば、特許第３４７１５５７号公報や特許第５１９９７１４号公報に詳しく記載されている。そのため、ブランク及びサブストレートを製造するにあたってこれらの文献を参照することもできる。   Further, manufacturing conditions such as blanks and substrates are described in detail in, for example, Japanese Patent No. 3471557 and Japanese Patent No. 5199714. Therefore, it is possible to refer to these documents when manufacturing blanks and substrates.

なお、前記したように、本発明におけるブランクとサブストレートの違いは、研削加工（鏡面加工）を行っているか否かである。そのため、サブストレートに対して行った平均結晶粒径Ｃの測定結果、アスペクト比Ａ／Ｂの算出結果、耐力の測定結果はそのままブランクの測定結果や算出結果とみなすことができる。   As described above, the difference between the blank and the substrate in the present invention is whether or not grinding (mirror finishing) is performed. Therefore, the measurement result of the average crystal grain size C performed on the substrate, the calculation result of the aspect ratio A / B, and the measurement result of the proof stress can be regarded as the measurement result or calculation result of the blank as it is.

［測定方法］
ブランク及びサブストレートの表面における平均結晶粒径Ｃ、平均結晶粒径のアスペクト比Ａ／Ｂ、及び耐力の測定は、次のようにして行うことができる。 [Measuring method]
The average crystal grain size C on the surface of the blank and the substrate, the aspect ratio A / B of the average crystal grain size, and the proof stress can be measured as follows.

（平均結晶粒径Ｃ）
平均結晶粒径Ｃは、例えば、切片法にて求めることができる。具体的には、ブランク又はサブストレートの表面を機械研磨し、電解液にてエッチングし、水洗・乾燥した後に、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影する。そして、この顕微鏡写真に対して、圧延平行方向と圧延直角方向のそれぞれについて１測定ライン長さを０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察するとよい。つまり、圧延平行方向と圧延直角方向のそれぞれについて、全測定ライン長さを（０．９５×１５）ｍｍとし、数えられる結晶粒の個数で割り算をすることにより、圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂと、を得ることができる。そして、得られた平均結晶粒径Ａと平均結晶粒径Ｂの平均を、{（平均結晶粒径Ａ＋平均結晶粒径Ｂ）／２}で計算することにより、平均結晶粒径Ｃを算出することができる。 (Average crystal grain size C)
The average crystal grain size C can be obtained by, for example, the intercept method. Specifically, the surface of the blank or substrate is mechanically polished, etched with an electrolytic solution, washed with water and dried, and then photographed at 100 times with an optical microscope. Then, with respect to this micrograph, it is preferable that one measurement line length is 0.95 mm in each of the rolling parallel direction and the rolling perpendicular direction, and a total of five fields are observed with three lines per field. That is, for each of the rolling parallel direction and the rolling perpendicular direction, the total measurement line length is (0.95 × 15) mm, and the average grain size in the rolling parallel direction is divided by the number of crystal grains to be counted. A and the average grain size B in the direction perpendicular to the rolling can be obtained. And the average crystal grain size C is calculated by calculating the average of the obtained average crystal grain size A and average crystal grain size B by {(average crystal grain size A + average crystal grain size B) / 2}. be able to.

（アスペクト比Ａ／Ｂ）
アスペクト比Ａ／Ｂは、例えば、前記切片法にて、ブランク又はサブストレートの表面における圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、当該ブランク又はサブストレートの表面における圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂと、を求め、Ａ／Ｂを計算することによって求めることができる。 (Aspect ratio A / B)
The aspect ratio A / B is, for example, the average grain size A in the rolling parallel direction on the surface of the blank or the substrate and the average grain size B in the direction perpendicular to the rolling on the surface of the blank or the substrate in the section method. And can be obtained by calculating A / B.

（耐力）
耐力などの機械的特性は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠してブランク又はサブストレートから試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことによって求めることができる。 (Strength)
Mechanical properties such as proof stress can be determined, for example, by preparing a test piece from a blank or a substrate in accordance with JIS Z 2241: 2011 and performing a metal material tensile test.

次に、本発明の効果を奏する実施例とそうでない比較例とを参照して、本発明の内容について具体的に説明する。   Next, the content of the present invention will be specifically described with reference to an example that exhibits the effects of the present invention and a comparative example that does not.

まず、７００℃で材料を溶解し、表１のＮｏ．１〜４３に示す成分組成となるように成分を調整し、鋳塊を鋳造した。
次いで、鋳塊表面の偏析層を除去する面削を行い、５３０〜５６０℃で４時間保持した後、５１０〜５３０℃で０．５〜１２時間保持する均質化熱処理を行った。
均質化熱処理後、直ちに熱間圧延を開始し、所定の冷間圧延率と仕上げ板厚から計算される板厚の熱間圧延板を作製した。なお、熱間圧延は、４９０℃から４１０℃までを１０分以内に終わるようにして行った。 First, the material was melted at 700 ° C. Ingredients were adjusted so as to have the composition shown in 1-43, and the ingot was cast.
Next, chamfering for removing the segregation layer on the surface of the ingot was performed, and after holding at 530 to 560 ° C. for 4 hours, homogenization heat treatment was performed at 510 to 530 ° C. for 0.5 to 12 hours.
Hot rolling was started immediately after the homogenization heat treatment, and a hot rolled sheet having a thickness calculated from a predetermined cold rolling rate and a finished sheet thickness was produced. The hot rolling was performed so that the temperature from 490 ° C. to 410 ° C. was finished within 10 minutes.

次いで、この熱間圧延板を７０％以上の冷間圧延率で冷間圧延した（なお、Ｎｏ．３４、３５は５０％の冷間圧延率で冷間圧延した）。冷間圧延は、材料温度が１００℃を超えないように複数回パスさせ、最終的に０．８ｍｍの板厚とした。
そして、この冷間圧延板を外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍの円環形状に打ち抜き、２０枚ずつ積み付けて加圧焼鈍（積み付け焼鈍）を行った。積み付け焼鈍は、２００〜２８０℃を５０℃／ｈ以上の昇温速度で加熱した後、３００〜４００℃で７時間以内保持することによって行った（なお、Ｎｏ．３６、３７は積み付け焼鈍の昇温速度を３０℃／ｈとし、Ｎｏ．３８、３９、４０は積み付け焼鈍の温度を２９０℃とし、Ｎｏ．４１、４２は積み付け焼鈍の温度を４１０℃とし、Ｎｏ．４３は積み付け焼鈍の温度を４００℃で８時間保持とした）。 Next, this hot-rolled sheet was cold-rolled at a cold rolling rate of 70% or more (Nos. 34 and 35 were cold-rolled at a cold rolling rate of 50%). The cold rolling was performed a plurality of times so that the material temperature did not exceed 100 ° C., and finally the plate thickness was 0.8 mm.
And this cold-rolled sheet was punched into an annular shape having an outer diameter of 95 mm and an inner diameter of 25 mm, and 20 sheets were stacked and subjected to pressure annealing (stacking annealing). Stacking annealing was performed by heating 200 to 280 ° C. at a rate of temperature increase of 50 ° C./h or more and then holding it at 300 to 400 ° C. for 7 hours or less (No. 36 and 37 are stacking annealing). No. 38, 39 and 40 have a stacking annealing temperature of 290 ° C., Nos. 41 and 42 have a stacking annealing temperature of 410 ° C., and No. 43 has a stacking temperature of 30 ° C./h. The annealing temperature was kept at 400 ° C. for 8 hours).

その後、積み付け焼鈍を行ったブランクの端面加工を行い、３．５インチＨＤＤ用のブランクを製造した。そして、ブランク表面（両面）をＰＶＡ砥石（日本特殊研砥株式会社製 ４０００番）によって片面１０μｍ研削加工（鏡面加工）してＮｏ．１〜４３に係るサブストレートを製造した。なお、Ｎｏ．２２については熱間圧延中に割れが発生したため、ブランク及びサブストレートを製造することができなかった。   Then, the end surface processing of the blank which performed stacking annealing was performed, and the blank for 3.5 inch HDD was manufactured. Then, the blank surface (both sides) was ground by 10 μm on one side (mirror finish) with a PVA grindstone (manufactured by NIPPON SPECIAL ENGINE Co., Ltd.). Substrates 1 to 43 were produced. In addition, No. Regarding No. 22, since a crack occurred during hot rolling, a blank and a substrate could not be produced.

製造したＮｏ．１〜２１、２３〜４３に係るブランク又はサブストレートを用いて、耐力、板表面における平均結晶粒径Ｃ、板表面における圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと板表面における圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂとのアスペクト比Ａ／Ｂ、耐衝撃性、めっき面のうねり、めっき面のピット数を評価した。これらの評価は次のようにして行った。   No. manufactured Using blanks or substrates according to 1-21, 23-43, yield strength, average crystal grain size C on the plate surface, average crystal grain size A in the rolling parallel direction on the plate surface, and average crystal in the direction perpendicular to the rolling on the plate surface The aspect ratio A / B with the particle size B, impact resistance, waviness of the plated surface, and the number of pits on the plated surface were evaluated. These evaluations were performed as follows.

〔１〕耐力
Ｎｏ．１〜２１、２３〜４３に係るブランクからＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して試験片を作製し、金属材料引張試験を行うことにより、耐力（ＭＰａ）を求めた。耐力が１４０ＭＰａ以上であるものを合格とし、１４０ＭＰａ未満のものを不合格とした。 [1] Strength No. A test piece was produced from the blanks according to 1-21, 23-43 in accordance with JIS Z 2241: 2011, and a proof stress (MPa) was obtained by conducting a metal material tensile test. Those with a yield strength of 140 MPa or more were accepted and those with a yield strength of less than 140 MPa were rejected.

〔２〕平均結晶粒径Ｃ
平均結晶粒径Ｃを測定するため、ブランクの表面を機械研磨し、機械研磨した面を電解液にてエッチングし、水洗・乾燥した後に、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影した。平均結晶粒径Ｃの測定は、この顕微鏡写真から切片法により測定した。つまり、この顕微鏡写真に対して、圧延平行方向と圧延直角方向とのそれぞれについて１測定ライン長さを０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察した。つまり、圧延平行方向と圧延直角方向のそれぞれについて、全測定ライン長さを（０．９５×１５）ｍｍとし、数えられる結晶粒の個数で割り算をすることにより、圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂと、を得た。そして、得られた平均結晶粒径Ａと平均結晶粒径Ｂの平均を、{（平均結晶粒径Ａ＋平均結晶粒径Ｂ）／２}で計算することにより、平均結晶粒径Ｃを算出した。 [2] Average crystal grain size C
In order to measure the average crystal grain size C, the surface of the blank was mechanically polished, the mechanically polished surface was etched with an electrolytic solution, washed with water and dried, and then photographed with an optical microscope at a magnification of 100. The average crystal grain size C was measured from this micrograph by the section method. That is, for this micrograph, one measurement line length was 0.95 mm for each of the rolling parallel direction and the rolling perpendicular direction, and a total of five fields were observed with three lines per field. That is, for each of the rolling parallel direction and the rolling perpendicular direction, the total measurement line length is (0.95 × 15) mm, and the average grain size in the rolling parallel direction is divided by the number of crystal grains to be counted. A and average grain size B in the direction perpendicular to the rolling were obtained. And the average crystal grain size C was calculated by calculating the average of the obtained average crystal grain size A and average crystal grain size B by {(average crystal grain size A + average crystal grain size B) / 2}. .

〔３〕アスペクト比Ａ／Ｂ
板表面における圧延平行方向の平均結晶粒径Ａと、当該板表面における圧延直角方向の平均結晶粒径Ｂとのアスペクト比Ａ／Ｂは、前記〔２〕で平均結晶粒径Ｃを測定した際に得られた平均結晶粒径Ａ、Ｂを用い、Ａ／Ｂを計算することで求めた。 [3] Aspect ratio A / B
The aspect ratio A / B between the average crystal grain size A in the rolling parallel direction on the plate surface and the average crystal grain size B in the direction perpendicular to the rolling direction on the plate surface was measured when the average crystal grain size C was measured in [2] above. Using the average crystal grain diameters A and B obtained in 1), A / B was calculated.

〔４〕耐衝撃性
耐衝撃性の評価は、鏡面加工して得たサブストレートの表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成してめっきサブストレートを作製し、３．５インチＨＤＤに取り付け、さらに当該３．５インチＨＤＤを試験機に固定して行った。具体的には次のようにして評価した。 [4] Impact resistance The impact resistance was evaluated by forming a plating substrate by forming an electroless Ni-P plating film on the surface of the substrate obtained by mirror finishing, and attaching it to a 3.5 inch HDD. Further, the 3.5-inch HDD was fixed to a testing machine. Specifically, the evaluation was performed as follows.

まず、鏡面加工したサブストレートをめっき前処理液（上村工業製ＡＤ−６８Ｆ）に浸漬し、５０℃×５分間の脱脂を行った。その後、めっき前処理液（上村工業株式会社製ＡＤ−１０１Ｆ）で６８℃×２分間の酸エッチングを行い、３０％硝酸で２５℃×１分間浸漬し、デスマット処理を行った。デスマット処理を行ったサブストレートに、ジンケート処理液（上村工業株式会社製ＡＤ−３０１Ｆ−３Ｘ）を用いて２０℃×３０秒間のジンケート処理を行い、一旦、３０％硝酸でＺｎを溶解させた後に、再度、２０℃×１５秒間のジンケート処理を行った。その後、ジンケート処理を行ったサブストレートを、無電解Ｎｉ−Ｐめっき液（上村工業株式会社製ニムデン（登録商標）ＨＤＸ）に浸漬し、９０℃×２時間の無電解Ｎｉ−Ｐめっき処理を行い、片面１０μｍ程度の無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成させることで、めっきサブストレートを作製した。そして、無電解Ｎｉ−Ｐめっき膜を形成しためっきサブストレートの表面をコロイダルシリカ系の研磨剤（株式会社フジミインコーポレーティッド製ＤＩＳＫＬＩＴＥ Ｚ５６０１Ａ）と研磨クロス（カネボウ株式会社（現アイオン株式会社）製のＮ００５８ ７２Ｄ等）を用いて研磨することで、磁性膜の成膜を行う前の状態のめっきサブストレートを作製した。   First, the mirror-finished substrate was immersed in a plating pretreatment solution (AD-68F manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.) and degreased at 50 ° C. for 5 minutes. After that, acid etching at 68 ° C. for 2 minutes was performed with a plating pretreatment solution (AD-101F manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.), and dipped in 30% nitric acid at 25 ° C. for 1 minute to perform desmut treatment. The substrate subjected to desmut treatment was subjected to a zincate treatment at 20 ° C. for 30 seconds using a zincate treatment solution (AD-301F-3X manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.), and once Zn was dissolved with 30% nitric acid. Again, a zincate treatment at 20 ° C. for 15 seconds was performed. Thereafter, the substrate subjected to the zincate treatment is immersed in an electroless Ni-P plating solution (Nimden (registered trademark) HDX manufactured by Uemura Kogyo Co., Ltd.) and subjected to an electroless Ni-P plating treatment at 90 ° C. for 2 hours. A plating substrate was produced by forming an electroless Ni—P plating film having a thickness of about 10 μm on one side. The surface of the plating substrate on which the electroless Ni—P plating film is formed is made of a colloidal silica-based abrasive (DISKLITE Z5601A manufactured by Fujimi Incorporated) and a polishing cloth (manufactured by Kanebo Co., Ltd. (currently Aion Co., Ltd.)). N0058 72D etc.) was used to produce a plating substrate in a state before the magnetic film was formed.

次いで、作製しためっきサブストレートを３．５インチＨＤＤに取り付け、当該３．５インチＨＤＤを図１に示すように、振り子式衝撃試験機１０（吉田精機（株）製ＰＳＴ−３００）の振り子１１に固定した。振り子１１への３．５インチＨＤＤの固定は、衝撃がＨＤＤのスピンドルの軸方向に印加されるようにして行った。
そして、３．５インチＨＤＤを振り子１１に固定した状態で３００Ｇの衝撃度を加える前後におけるめっきサブストレートの平坦度の変化を測定した。なお、振り子１１の先端が衝突するパッド１２は作用時間が１ｍｓのものを用い、衝撃波形は正弦半波状とした。
平坦度の測定は、ＮＩＤＥＫ社製ＦＴ−１７で測定した。３００Ｇの衝撃度を加えた前後の平坦度の変化量が０．５μｍ以下の場合を「◎」、０．５μｍを超え１μｍ以下の場合を「○」、１μｍを超える場合を「×」とした。耐衝撃性は、◎、○を合格とし、×を不合格とした。 Next, the prepared plating substrate is attached to a 3.5 inch HDD, and the pendulum 11 of the pendulum impact tester 10 (PST-300 manufactured by Yoshida Seiki Co., Ltd.) is attached to the 3.5 inch HDD as shown in FIG. Fixed to. The 3.5-inch HDD was fixed to the pendulum 11 so that an impact was applied in the axial direction of the HDD spindle.
And the change of the flatness of the plating substrate before and after applying a 300 G impact degree in the state which fixed 3.5-inch HDD to the pendulum 11 was measured. Note that the pad 12 with which the tip of the pendulum 11 collides has a working time of 1 ms, and the impact waveform is a sine half wave.
The flatness was measured with FT-17 manufactured by NIDEK. When the amount of change in flatness before and after applying an impact of 300 G is 0.5 μm or less, “◎”, when it exceeds 0.5 μm and 1 μm or less, “◯”, and when it exceeds 1 μm, “×”. . As for impact resistance, ◎ and ○ were acceptable and × was unacceptable.

〔５〕めっき面のうねり
前記〔４〕の条件でめっきサブストレートを作製し、ＴＨｏＴ社のＭｏｄｅｌ ４２２４を用いてマイクロウェービネス（波長が１００〜４００μｍである微小うねり）の振幅を測定し、微小うねりの値が２．５ｎｍ（２５Å）を超える場合を「×」、２．０ｎｍ以上２．５ｎｍ以下（２０Å以上２５Å以下）である場合を「○」、２．０ｎｍ（２０Å）未満である場合を「◎」とした。めっき面のうねりは、◎、○を合格とし、×を不合格とした。 [5] Waviness of plating surface A plating substrate is produced under the conditions of [4] above, and the amplitude of the micro waveness (micro waviness with a wavelength of 100 to 400 μm) is measured using Model 4224 of THoT, When the undulation value exceeds 2.5 nm (25 cm), “x”, when the wave value is 2.0 nm or more and 2.5 nm or less (20 cm or more, 25 cm or less), “◯”, when less than 2.0 nm (20 cm) Was designated as “◎”. As for the waviness of the plating surface, ◎ and ○ were acceptable and × was unacceptable.

〔６〕めっき面のピット数
前記〔４〕で作製しためっきサブストレートを用いてめっき面のピット数を測定した。めっき面のピット数は、めっきサブストレートの表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて２０００倍の倍率で５０視野写真撮影し、研磨後のめっき表面に幅１μｍ以上のピットが１個／ｃｍ2以下の場合を「○」、０個／ｃｍ2の場合を「◎」、２個／ｃｍ2以上の場合を「×」とした。めっき面のピット数は、◎、○をめっき膜の平滑性に優れると評価し、×をめっき膜の平滑性に劣ると評価した。 [6] Number of pits on the plating surface The number of pits on the plating surface was measured using the plating substrate prepared in [4]. As for the number of pits on the plating surface, the surface of the plating substrate was photographed with 50 scanning fields at a magnification of 2000 times with a scanning electron microscope (SEM), and the polished plating surface had one pit with a width of 1 μm or more / cm 2. In the following cases, “◯” was indicated, “0” / cm 2 was indicated by “◎”, and 2 / cm 2 or more was indicated by “×”. Regarding the number of pits on the plating surface, ◎ and ○ were evaluated as being excellent in the smoothness of the plating film, and × was evaluated as being inferior in the smoothness of the plating film.

表１に、Ｎｏ．１〜４３に係るサブストレートの成分組成及び前記〔１〕〜〔６〕で測定又は評価した結果を示す。なお、表１中の「−」は、当該元素を添加していないことを示し、下線は、本発明の発明特定事項を満たしていないことを示す。   In Table 1, no. The component composition of the substrate concerning 1-43, and the result measured or evaluated by said [1]-[6] are shown. In addition, "-" in Table 1 indicates that the element is not added, and the underline indicates that the invention-specific matters of the present invention are not satisfied.

Figure 0005815153
Figure 0005815153

表１に示すように、Ｎｏ．１〜１４に係るサブストレートは、本発明の発明特定事項を満たしていたので、耐衝撃性、めっき面のうねり、めっき面のピット数が良好な結果となった（実施例）。   As shown in Table 1, no. Since the substrates according to 1 to 14 satisfied the invention-specific matters of the present invention, the impact resistance, the waviness of the plated surface, and the number of pits on the plated surface were favorable (Examples).

これに対し、Ｎｏ．１５〜４３に係るサブストレートは、本発明の発明特定事項のうちの少なくとも１つを満たしていなかったので、耐衝撃性、めっき面のうねり、めっき面のピット数が良好でない結果となった（比較例）。なお、めっき面のうねりが高いもの及びめっき面のピット数が多いもののうち少なくとも一方に該当するものは、表面欠陥が多いと評価することができる。   In contrast, no. Since the substrates according to 15 to 43 did not satisfy at least one of the invention specific matters of the present invention, the impact resistance, the waviness of the plated surface, and the number of pits on the plated surface were not good ( Comparative example). In addition, it can be evaluated that the thing corresponding to at least one among the thing with a high waviness of a plating surface and many pits of a plating surface has many surface defects.

具体的には、Ｎｏ．１５、１６に係るサブストレートは、Ｓｉ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。   Specifically, no. In the substrates according to 15 and 16, the amount of pits on the plated surface increased because the Si amount exceeded the upper limit.

Ｎｏ．１７、１８に係るサブストレートは、Ｆｅ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。   No. In the substrates according to 17 and 18, the Fe amount exceeded the upper limit, so the number of pits on the plated surface increased.

Ｎｏ．１９、２０、２１に係るサブストレートは、Ｍｇ量が下限未満であり、耐力が低かったため、耐衝撃性が劣っていた。なお、このＮｏ．１９に係るサブストレートは、特許文献２に記載されている発明の再現品に相当する。   No. The substrates according to 19, 20, and 21 had inferior impact resistance because the amount of Mg was less than the lower limit and the yield strength was low. In addition, this No. The substrate according to 19 corresponds to a reproduced product of the invention described in Patent Document 2.

Ｎｏ．２２に係るサブストレートは、Ｍｇ量が上限を超えたため、熱間圧延中に割れが発生した。従って、板を作製することができず、それ以降の評価ができなかった。   No. In the substrate according to No. 22, since the amount of Mg exceeded the upper limit, cracks occurred during hot rolling. Therefore, the plate could not be produced and the subsequent evaluation could not be performed.

Ｎｏ．２３に係るサブストレートは、Ｃｕ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。   No. Since the amount of Cu exceeded the upper limit, the number of pits on the plating surface of the substrate according to No. 23 increased.

Ｎｏ．２４、２５に係るサブストレートは、Ｍｎ量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．２４、２５に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．２４、２５に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。   No. In the substrates according to 24 and 25, the amount of Mn exceeded the upper limit. No. The substrates according to Nos. 24 and 25 had a low yield strength and a large average crystal grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrates according to 24 and 25 were inferior in impact resistance, had a large number of pits on the plated surface, and had high undulations on the plated surface.

Ｎｏ．２６、２７に係るサブストレートは、Ｍｎ量が下限未満であり、耐力が低かったため、耐衝撃性に劣っていた。   No. The substrates according to Nos. 26 and 27 were inferior in impact resistance because the amount of Mn was less than the lower limit and the yield strength was low.

Ｎｏ．２８に係るサブストレートは、Ｃｒ量が上限を超えており、含有するＣｒとＺｒの合計含有量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．２８に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．２８に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。   No. In the substrate according to No. 28, the Cr content exceeded the upper limit, and the total content of Cr and Zr contained exceeded the upper limit. No. The substrate according to No. 28 had a low yield strength and a large average grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrate according to No. 28 was inferior in impact resistance, had a large number of pits on the plating surface, and had high undulations on the plating surface.

Ｎｏ．２９に係るサブストレートは、Ｔｉ量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．２９に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．２９に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。   No. In the substrate according to No. 29, the Ti amount exceeded the upper limit. No. The substrate according to No. 29 had a low yield strength and a large average grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrate according to No. 29 was inferior in impact resistance, had a large number of pits on the plating surface, and had high undulations on the plating surface.

Ｎｏ．３０に係るサブストレートは、Ｚｒ量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．３０に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３０に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。   No. In the substrate according to 30, the amount of Zr exceeded the upper limit. No. The substrate according to No. 30 had a low yield strength and a large average grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrate according to No. 30 was inferior in impact resistance, had a large number of pits on the plating surface, and had high undulations on the plating surface.

Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、Ｃｒ量、Ｔｉ量、及びＺｒ量はそれぞれ発明特定事項を満たしていたものの、これらの合計含有量が上限を超えていた。また、Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３１に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のピット数が多く、めっき面のうねりが高かった。   No. In the substrate according to No. 31, the Cr content, Ti content, and Zr content each satisfied the invention-specific matters, but their total content exceeded the upper limit. No. The substrate according to No. 31 had a low yield strength and a large average grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrate according to No. 31 was inferior in impact resistance, had a large number of pits on the plating surface, and had high undulations on the plating surface.

Ｎｏ．３２、３３に係るサブストレートは、Ｚｎ量が上限を超えたため、めっき面のピット数が多くなった。   No. Since the amount of Zn exceeded the upper limit, the number of pits on the plated surface increased in the substrates according to 32 and 33.

Ｎｏ．３４、３５に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径が大きかった。そのため、Ｎｏ．３４、３５に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。   No. The substrates according to Nos. 34 and 35 had a low yield strength and a large average crystal grain size on the surface. Therefore, no. The substrates according to Nos. 34 and 35 were inferior in impact resistance, and the undulation of the plated surface was high.

Ｎｏ．３６、３７に係るサブストレートは、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３６、３７に係るサブストレートは、めっき面のうねりが高かった。なお、このＮｏ．３６に係るサブストレートは、特許文献１に記載されている発明の再現品に相当する。   No. The substrates according to 36 and 37 had a large average crystal grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrates according to 36 and 37 had high plating surface waviness. In addition, this No. The substrate according to 36 corresponds to a reproduction product of the invention described in Patent Document 1.

Ｎｏ．３８、３９、４０に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径及びアスペクト比が大きかった。そのため、Ｎｏ．３８、３９、４０に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。   No. The substrates according to Nos. 38, 39, and 40 had a low yield strength and a large average crystal grain size and aspect ratio on the surface. Therefore, no. The substrates according to 38, 39 and 40 were inferior in impact resistance, and the waviness of the plated surface was high.

Ｎｏ．４１、４２に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径が大きかった。そのため、Ｎｏ．４１、４２に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。   No. The substrates according to 41 and 42 had a low yield strength and a large average crystal grain size on the surface. Therefore, no. The substrates according to Nos. 41 and 42 were inferior in impact resistance, and the undulation of the plated surface was high.

Ｎｏ．４３に係るサブストレートは、耐力が低く、表面における平均結晶粒径が大きかった。そのため、Ｎｏ．４３に係るサブストレートは、耐衝撃性に劣り、めっき面のうねりが高かった。   No. The substrate according to No. 43 had a low yield strength and a large average crystal grain size on the surface. Therefore, no. The substrate according to No. 43 was inferior in impact resistance, and the undulation of the plated surface was high.

Claims (4)

Ｍｇ：４．５質量％以上６．０質量％以下、
Ｍｎ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
Ｓｉ：０．０２５質量％以下、
Ｆｅ：０．０２５質量％以下、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
表面における平均結晶粒径が２７μｍ以下、
表面における平均結晶粒径のアスペクト比が１．２以下、及び、
耐力が１４０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。 Mg: 4.5 mass% or more and 6.0 mass% or less,
Mn: 0.10% by mass to 0.55% by mass,
Si: 0.025 mass% or less,
Fe: 0.025 mass% or less,
The balance consists of Al and inevitable impurities,
The average crystal grain size on the surface is 27 μm or less,
The aspect ratio of the average grain size on the surface is 1.2 or less, and
An aluminum alloy blank for a magnetic disk characterized by having a yield strength of 140 MPa or more. Ｃｕ及びＺｎのうちの少なくとも一種を、Ｃｕ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．０１質量％以上０．４０質量％以下の範囲内で含有することを特徴とする請求項１に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。   At least one of Cu and Zn is contained within a range of Cu: 0.01% by mass to 0.10% by mass and Zn: 0.01% by mass to 0.40% by mass. The aluminum alloy blank for magnetic disks according to claim 1. Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうちの少なくとも一種を０．０１質量％以上０．３５質量％以下の範囲内で含有し、
前記Ｃｒ、前記Ｔｉ、前記Ｚｒを２種以上含有する場合は、その合計含有量が０．４０質量％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク。 Containing at least one of Cr, Ti, and Zr within a range of 0.01% by mass to 0.35% by mass,
3. The aluminum alloy for magnetic disks according to claim 1, wherein when two or more of Cr, Ti, and Zr are contained, the total content is 0.40% by mass or less. blank. 請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクの表面を平滑化加工したことを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート。   An aluminum alloy substrate for a magnetic disk, wherein the surface of the aluminum alloy blank for a magnetic disk according to any one of claims 1 to 3 is smoothed.
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