本发明涉及用于磁盘的铝合金坯料和用于磁盘的铝合金基板。
背景技术：
随着信息的数字化和互联网的普及，已经生成了大量数字数据，并且已要求增大硬盘驱动器(HDD)的容量，主要在数据中心。为了实现HDD的容量的增大，已经研究了增加每个HDD要安装的磁盘的数量。然后，为了增大要安装的磁盘的数量，已经研究了使磁盘变薄。在变薄的研究中，已经提出将要安装在3.5-英寸HDD中的磁盘的厚度从传统情况的大约1.3mm减小至0.8mm以下。
这里，作为当厚度变薄时的问题，其实例包括磁盘由于在下落时的冲击(约300G)的变形。通过防止在平焙(flat baking)之后坯料或基板的抗冲强度降低(即比以前更加改善)而可以使得这样的磁盘的变形不太可能发生。例如，在PTL 1中公开了改善在平焙后的抗冲强度的发明。在PTL 1中公开的发明涉及用于磁盘的铝合金片或板，所述磁盘用于移动用途的小尺寸化HDD(2.5-英寸HDD)，并且屈服强度通过增大Mg和Mn的含量而提高。当屈服强度为120MPa以上时，可以确保足够的抗冲强度用于此目的。
具体地，PTL 1公开了用于磁盘的铝合金片或板，其具有含有以下各项的成分组成：Mg：4.5质量％以上且6.0质量％以下和Mn：0.02质量％以上且小于0.5质量％，还含有以下各项中的至少一项：Cu：0.01质量％以上且0.2质量％以下和Zn：0.01质量％以上且小于0.4质量％，并且含有Si：限定至小于0.025质量％和Fe：限定至小于0.03质量％，余量为Al和不可避免的杂质，其中在表面上Al-Fe金属互化物和Al-Fe-Mn金属互化物的最大长度为10μm以下，在表面上Mg-Si金属互化物的最大长度为3μm以下，并且在研磨之前在表面上形成的凹面(其将是镜面-加工表面)的深度为10μm以下。
另一方面，在高容量HDD中，主要使用具有大外径的3.5-英寸HDD。然而，发生变形时的最大弯曲应力随着外径增大而降低，导致易于变形。因此，当要安装在3.5-英寸HDD中的磁盘变薄时，PTL 1中公开的发明不能说成是在平焙后的抗冲强度方面是足够的，并且需要大大高于120MPa的抗冲强度。此外，当外径大时，存在这样的问题，即在制备磁盘时在平焙后的分离步骤或在研磨基板的表面的研磨步骤的处理中基板容易变形。此外，当外径大时，存在这样的问题，即由于在抛光期间引入残余应变，使得电镀后的电镀厚度的不均匀度或变形被放大。因此，基于这些问题，需要更难于变形的材料。
此外，除了这些问题，为了获得高容量HDD，还需要改善磁盘的记录密度。为了改善磁盘的记录密度，减少电镀后的电镀表面(下文简称为“电镀表面”)的波纹也很重要。电镀表面的波纹包括具有几十μm以下的短波长的波纹(下文称为“短波长波纹(waviness)”)和具有几十μm至几百μm的相对长波长的波纹(下文称为“微波纹(micro waviness)”)。
在电镀后，电镀表面使用软抛光布抛光。以上提及的短波长波纹可以通过使用抛光布进行抛光而除去。然而，微波纹不能利用软抛光布充分地除去，因为微波纹的出现是由在电镀预处理期间由于在根据晶粒取向差异的蚀刻性能方面的差异而产生的不规则性引起的。微波纹显著地出现，特别是当晶粒尺寸大或不均匀时，并且作为磁盘时性能会劣化。
例如，在PTL 2中公开了减少电镀表面的微波纹的发明。根据PTL 2中公开的发明，通过添加具有细化作用的元素如Mn和Cr，以及优化热轧、冷轧和平焙条件，获得了细晶粒微结构。
具体地，PTL 2公开了用于磁盘的铝合金基板的生产方法，在该方法中在特定条件下生产了铝合金锭，所述铝合金锭含有Mg：3.5质量％以上且4.5质量％以下，Si：0.001质量％以上且0.06质量％以下和Fe：0.001质量％以上且0.06质量％以下，含有以下各项中的至少一项：Cu：0.01质量％以上且0.2质量％以下和Zn：0.01质量％以上且0.4质量％以下，并且作为不可缺少的成分，还含有以下各项中的任一项：Cr：大于0.10质量％且0.3质量％以下和Mn：大于0.10质量％且0.3质量％以下，余量为Al和不可避免的杂质。
引用列表
专利文献
PTL 1：日本专利号5480599
PTL 2：日本专利号5199714
技术实现要素：
然而，如上所述，由于在平焙后的屈服强度不够，PTL 1中公开的发明具有这样的问题，即当磁盘变薄并且安装在3.5-英寸HDD时，不能说抗冲强度是足够的。
此外，根据PTL 2中公开的发明，可以减少微波纹。然而，当为获得高强度而通过应用PTL 1中公开的发明来增加Mg和Mn的含量时，在轧制期间应变的积累增多，并且积累的应变的恢复很容易在相对较低温度下发生。作为结果，在PTL 2公开的发明中，很难形成等轴再结晶组织(equi-axial recrystallized structure)，并且所述问题再次出现，即微波纹出现在电镀表面上。
此外，当改善磁盘的记录密度时，对于具有很少表面缺陷如凹陷(凹面)的电镀表面附加重要性。
本发明是考虑到以上提及的问题而完成的，并且其目的是提供用于磁盘的铝合金坯料和用于磁盘的铝合金基板，其具有足够的抗冲强度至这样的程度，即，使得它们即使在变薄时也不会由于在下落时的冲击而变形，并且其中微波纹不太可能出现在电镀后的电镀表面上，并且其具有很少的表面缺陷。
解决问题的方案
根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料，其已解决了上述问题，所述铝合金坯料包含：Mg：4.5质量％以上且6.0质量％以下，Mn：0.10质量％以上且0.55质量％以下，Si：0.025质量％以下，和Fe：0.025质量％以下，余量为Al和不可避免的杂质，并且铝合金坯料的表面上的平均晶粒尺寸为27μm以下，铝合金坯料表面上的平均晶粒尺寸的纵横比为1.2以下，并且铝合金坯料的屈服强度为140MPa以上。
如上所述，在根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料中，将Mg量和Mn量控制为落在特定范围内并且将表面上的平均晶粒尺寸控制为27μm以下，使得可以获得优异的屈服强度。具体地，将屈服强度控制为140MPa以上，并且因此，所述坯料可以具有足够的抗冲强度至这样的程度，即，使得其不会由于在下落时的冲击而变形。此外，在根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料中，将Mn量控制为落入特定范围内，使得在电镀表面上形成的凹陷(pit)的数量可以下降。另外，在根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料中，将平均晶粒尺寸的纵横比控制为1.2以下(即，形成等轴再结晶组织)，并且因此，微波纹不太可能出现在电镀后的电镀表面上。
根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料优选含有以下各项中的至少一项：Cu，其量为0.01质量％以上且0.10质量％以下；和Zn，其量为0.01质量％以上且0.40质量％以下。
由于所述特征，在根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料中，可以更多地降低在电镀表面上形成的凹陷的数量。
根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料优选含有以下各项中的至少一项：Cr，其量为0.01质量％以上且0.35质量％以下；Ti，其量为0.01质量％以上且0.35质量％以下；和Zr，其量为0.01质量％以上且0.35质量％以下，并且当含有Cr、Ti和Zr中的两种以上时，它们的总含量为0.40质量％以下。
由于所述特征，在根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料中，在电镀表面上的平均晶粒尺寸可以减小更多，并且在该表面上的平均晶粒尺寸的纵横比可以减小更多。即，可以获得更多的等轴再结晶组织。相应地，可以获得具有更优异屈服强度的根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料。
根据本发明的用于磁盘的铝合金基板通过以下方法获得，所述方法包括使上述用于磁盘的铝合金坯料的表面平滑的步骤。
如上所述，根据本发明的用于磁盘的铝合金基板通过使根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料的表面平滑化而获得。相应地，所述基板具有足够的抗冲强度至这样的程度，即，使得其即使在变薄时也不会由于在下落时的冲击而变形，微波纹不太可能出现在其电镀后的电镀表面上，并且其具有很少的表面缺陷。
本发明的有益效果
在根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料中，将所含的元素的含量控制为落入到特定范围内或特定数值以下，并且将表面上的平均晶粒尺寸、表面上的平均晶粒尺寸的纵横比和屈服强度控制为特定数值以下。相应地，根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料具有足够的抗冲强度至这样的程度，即，使得其即使在变薄时也不会由于在落下时的冲击(约300G)而变形，微波纹不太可能出现在电镀后的电镀表面上，并且其具有很少的表面缺陷。
根据本发明的用于磁盘的铝合金基板通过使根据本发明的用于磁盘的铝合金坯料的表面平滑化而获得。相应地，其具有足够的抗冲强度至这样的程度，即，使其即使在变薄时也不会由于在下落时的冲击而变形，微波纹不太可能出现在电镀后的电镀表面上，并且其具有很少的表面缺陷。
根据本发明的用于磁盘的铝合金基板(坯料和基板)具有优异的抗冲强度和表面平滑度，使其可以合适地不仅用于3.5-英寸HDD，而且用于2.5-英寸HDD。
附图说明
图1是示意图，用于解释评价抗冲强度的摆锤式冲击试验机的概述。
具体实施方式
(磁盘记录密度的改进)
为了改进磁盘的记录密度，降低电镀表面的波纹和电镀表面上的凹陷数量是有效的。
如在背景技术部分描述的，短波长波纹可以通过电镀后抛光除去，但是微波纹难以通过电镀后抛光除去。微波纹的出现是通过在根据用于磁盘的铝合金坯料的晶粒取向差异的蚀刻性能方面的差异引起的，并且抛光量在抛光中不是那么大，并且因此，微波纹难以通过电镀后抛光除去。这样的蚀刻性能方面的差异被考虑通过改善用于磁盘的铝合金坯料的成分组成、再结晶组织的状态(表面上的平均晶粒尺寸和表面上的平均晶粒尺寸的纵横比)等而消除。
而且，为了减少电镀表面上的凹陷的数量，必需抑制锌酸盐处理期间的过度蚀刻并且抑制在要作为电镀预处理进行的酸蚀刻处理期间凹陷的出现。为了抑制锌酸盐处理期间的过度蚀刻，将Mn量限制至特定范围很重要。此外，为了抑制在要作为电镀预处理进行的酸蚀刻处理期间出现的凹陷，从抑制粗糙金属互化物的形成的角度，将Si量和Fe量分别限制至特定范围很重要。另外，为了确保足够的抗冲强度，具有优异的机械性能如屈服强度很重要。
如上所述，为了解决本发明中的用于磁盘的铝合金坯料和用于磁盘的铝合金基板(下文分别简称为“坯料”和“基板”)的问题，必需控制成分组成、再结晶组织的状态和机械性能，这将在以下描述。
本发明中的坯料和基板的实施方案将在以下详细描述。
[坯料的实施方案]
首先，将描述坯料的一个实施方案。
此实施方案中的坯料包括Mg：4.5质量％以上且6.0质量％以下，Mn：0.10质量％以上且0.55质量％以下，Si：0.025质量％以下和Fe：0.025质量％以下，余量为Al和不可避免的杂质。
本发明中的坯料具有以下特征：表面上的平均晶粒尺寸为27μm以下，表面上的平均晶粒尺寸的纵横比为1.2以下，并且屈服强度为140MPa以上。
此实施方案中的坯料的成分组成在以下描述，并且之后，描述再结晶组织的状态和机械性能。
<成分组成>
(Mg)
Mg是有效用于改善坯料的屈服强度的元素。当Mg量小于4.5质量％时，可能不会获得足够的屈服强度并且坯料的抗冲强度下降。而且，当Mg量大于6.0质量％时，增加在高温下的裂纹敏感性。因此，在热轧期间变得容易出现裂纹，导致难于轧制。相应地，Mg量为4.5质量％以上且6.0质量％以下。Mg量的下限优选为4.7质量％，并且更优选为5.0质量％。Mg量的上限优选为5.8质量％，并且更优选为5.5质量％。
(Mn)
Mn是有效用于改善坯料的屈服强度的元素。在Al-Mg合金中，Mg量越高，在作为电镀预处理的脱脂处理和酸蚀刻处理中增加越大量的溶解的Al-Fe金属互化物，导致在坯料(更具体地，基板)的表面上容易形成凹面。然而，当允许Mn包含在成分组成中时，Al-Fe金属互化物作为含有Mn的Al-Fe-Mn金属互化物存在。因此变得很难通过酸蚀刻处理溶解。作为结果，通过在酸蚀刻处理中Al-Fe金属互化物和Al-Fe-Mn金属互化物的溶出而出现的凹陷的数量可以减少。而且，Mn具有在铸造步骤和用于均质化的热处理步骤中沉淀为细金属互化物的作用，由此抑制晶粒生长。即，Mn具有通过抑制再结晶晶粒异常生长而使结构均质化的作用。当Mn量为小于0.10质量％时，可能不会获得在酸蚀刻处理中变得难于溶解的效果或使结构均质化的效果。
在另一方面，Al-Fe-Mn金属互化物随着Mn量的增加而变粗糙。特别地，当Mn量为大于0.55质量％时，产生绝对最大长度大于10μm的粗糙Al-Fe-Mn金属互化物。绝对最大长度是指例如在扫描电子显微镜(SEM)下观察COMPO图像中识别的颗粒上的最远两点之间的距离。这样的粗糙Al-Fe-Mn金属互化物通过在制备基板期间的镜面加工(mirror finishing)中的研磨而减少，或者通过作为电镀预处理的酸蚀刻处理而溶解，以使得在表面上形成大的凹陷。而且，当Mn量为大于0.55质量％时，形成粗糙晶粒机构而引起屈服强度降低，因此导致差的抗冲强度。
相应地，将Mn量限制为0.10质量％以上且0.55质量％以下。在坯料的镜面加工等中的研磨速率随着Mn量的增加而减小。因此，从研磨速率的角度，Mn量的上限优选为0.50质量％，更优选为0.48质量％，并且进一步优选为0.35质量％。在另一方面，从获得更高屈服强度的角度，Mn量的下限优选为0.12质量％，更优选为0.15质量％，并且进一步优选为0.20质量％。
通过将Mn量和以上提及的Mg量分别限制为以上提及的范围，可以将坯料的屈服强度增大至例如140MPa以上，并且可以获得优异的抗冲强度。因此，磁盘通过将坯料的厚度变薄至约0.8mm以下而制备，并且即使在施加冲击(约300G)时也可以防止该磁盘变形，所述冲击对应于其中允许其从约50cm的高度下落的情形。相应地，所述坯料更适合用作变薄的磁盘。
(Si)
Si通常是作为金属杂质混合在Al合金中，并且在铸造Al合金的锭的过程等中在该Al合金的锭或片或板表面上形成Mg-Si金属互化物。
当Si量为大于0.025质量％时，所述Mg-Si金属互化物可以在镜面加工如在生产基板中的切割或研磨期间从坯料的表面脱落而形成凹陷。而且，所述Mg-Si金属互化物可以通过作为电镀预处理的酸蚀刻处理而溶解以形成凹陷。即，当Si量为大于0.025质量％时，电镀表面上的凹陷数量增加(即，表面缺陷增多)。这样的情形可以通过将Si量限制为0.025质量％以下而避免。
Si是优选不含有的成分，而是如上所述作为金属杂质混合在Al合金中。因此非常难以将其减少至0质量％。为了将Si量减少至小于0.005质量％，必需使用高纯度金属材料。然而，由于极高成本，这是不现实的。
因此，将Si量限制为0.025质量％以下。然而，当从成本角度设定下限时，其可以为0.005质量％，并且进一步为0.008质量％。从减少Mg-Si金属互化物的角度，Si量的上限优选为0.020质量％，并且更优选为0.015质量％。
当Si量为0.025质量％以下时，可以获得所需的效果。相应地，当其为0.025质量％以下时，Si可以允许被主动地包含。
(Fe)
Fe通常是作为金属杂质混合在Al合金中，并在铸造步骤中形成Al-Fe金属互化物。
当Fe量为大于0.025质量％时，Al-Fe金属互化物可以在镜面加工如在生产基板中的切割或研磨期间从坯料的表面脱落而形成凹陷。而且Al-Fe金属互化物可以通过酸蚀刻处理溶解而形成凹陷。存在由此形成的凹陷可能降低通过电镀处理形成的电镀膜的表面的平滑度的风险。相应地，将Fe量限制为0.025质量％以下。
如上所述，Fe作为金属杂质混合在Al合金中。因此，非常难以将其减少至0质量％。为了将Fe量减少为小于0.005质量％，必需使用高纯度金属材料。然而，由于其极高的成本，这是不现实的。Fe量优选为0质量％。然而，当其在0.005质量％以上且0.025质量％以下的范围内时，可以预期通过细化再结晶晶粒而改善机械加工性和屈服强度的效果以及改善锌酸盐处理的均匀性的效果。因此，当从成本的角度和从获得这些效果的角度对Fe量设定下限时，其可以为0.005质量％，并且进一步为0.010质量％。在另一方面，从使Al-Fe金属互化物小的角度，Fe量的上限优选为0.022质量％，并且更优选为0.017质量％。
当Fe量为0.025质量％以下时，可以获得所需的效果。相应地，当其为0.025质量％以下时，Fe可以允许主动地被包含。
[余量]
构成本发明中的坯料的成分组成的基本成分如上所述，并且余量部分是Al和不可避免的杂质。不可避免的杂质是在材料熔融期间不可避免地混合的杂质，并且在不损害坯料的各种性能的范围内被包含。不可避免的杂质的实例包括例如V、B等。不可避免的杂质不损害本发明的效果，只要它们的含量单个地为0.005质量％以下且总计为0.015质量％以下。因此，在本发明中，不可避免的杂质可以允许在不损害本发明的效果的范围内被包含，并且不同于在本说明书中提及的元素的元素可以允许被主动地包含(即这些情形也落入在本发明的技术范围内)。
本发明中的坯料的成分组成可以例如通过适当地控制要在熔化Al合金时添加的元素的含量而进行调节。而且，例如通过使用根据三重电解过程细化的金属材料，或通过根据离析过程除去这些杂质，可以进行不可避免杂质的含量的调节(限制)。
<再结晶组织的状态和机械性能>
(平均晶粒尺寸)
平均晶粒尺寸对于坯料的屈服强度具有影响。平均晶粒尺寸可以通过将再结晶组织在平行于片或板表面的轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸A和再结晶组织在垂直于片或板表面的轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸B求平均值确定(下文中，由此确定的平均晶粒尺寸可以称为“平均晶粒尺寸C”)。在本说明书中，“平行于轧制方向的方向”是指与片或板表面水平的方向并且是通过轧辊轧制的片或板材料在热轧和冷轧期间轧制的方向，而“垂直于轧制方向的方向”是指与片或板表面水平且垂直于以上提及的轧制方向的方向。
即，平均晶粒尺寸C可以通过“(平均晶粒尺寸A+平均晶粒尺寸B)/2”确定。当平均晶粒尺寸C为大于27μm时，即使当Mg量和Mn量各自在以上提及的数值范围内时，也存在坯料的屈服强度可能不会达到140MPa以上的风险。而且，平均晶粒尺寸C也对电镀表面的微波纹的出现的状态具有影响。当平均晶粒尺寸C为大于27μm时，微波纹变得容易在电镀表面上出现，并且波纹的波长也趋于增大。因此，平均晶粒尺寸C被控制为27μm以下。从增大屈服强度的角度和从抑制电镀表面的微波纹的出现的角度，平均晶粒尺寸C优选为25μm以下，并且更优选为23μm以下。另外，冷轧中应变量的增大对于减小平均晶粒尺寸是有效的，但是随着冷轧压缩比的增大，冷轧通过的数量将增大并且生产能力将降低。当平均晶粒尺寸C小于10μm时，其在成本方面是不利的，并且因此，平均晶粒尺寸C的下限优选为10μm。用于将平均晶粒尺寸调节为27μm以下的平焙等的条件将在以下生产方法部分中描述。
[纵横比]
在此实施方案的坯料中，以上提及的平均晶粒尺寸A与以上提及的平均晶粒尺寸B的纵横比A/B为1.2以下(A/B≤1.2)。即，此实施方案中的坯料具有尽可能等轴的再结晶组织，由此防止所述结构出现各向异性。因此，在此实施方案的坯料中，电镀表面的微波纹不太可能出现。从使得电镀表面的微波纹仍不太可能出现的角度，纵横比A/B优选为1.1以下，并且更优选为1.0(即，等轴)。用于将纵横比A/B调节至1.2以下的平焙等的条件在以下生产方法部分中描述。
(屈服强度)
使坯料在其生产过程中经过平焙。在此实施方案中的通过进行平焙而生产的坯料具有140MPa以上的屈服强度。平焙的条件包括，例如，其中温度在200至280℃的温度范围内以50℃/h以上的速率升高并且将其在300至400℃保持2至7小时的情形。将坯料的屈服强度控制为140MPa以上，由此能够获得足够的抗冲强度和防止处理中变形的效果，即使当厚度变薄至约0.8mm以下。坯料的屈服强度越高，则坯料越好。因此，坯料的屈服强度优选为143MPa以上，更优选为155MPa以上，并且仍然更优选为160MPa以上。随着Mg量或Mn量的增加或者冷轧压缩比的增大，坯料的屈服强度趋于增大。然而，当坯料的屈服强度大于200MPa时，延展性将降低并且在冷轧期间出现裂纹的频率将增大，这将导致对表面平滑度的不利影响。因此，坯料的屈服强度的上限优选为200MPa。
[坯料的其他实施方案]
接下来，将描述坯料的其他实施方案。
在根据其他实施方案的坯料中，为了进一步改善各种性能，向以上提及的成分组成中添加各种元素。
[还含有Cu和Zn中的至少一种的实施方案]
作为其他实施方案中的坯料的一个实施方案，具体地，在以上提及的成分组成中，优选还含有Cu和Zn中的至少一种，Cu：0.01质量％以上且0.10质量％以下和Zn：0.01质量％以上且0.40质量％以下。
(Cu)
Cu是有效用于改善坯料的Ni-P电镀性能的元素。Cu均匀地以固体溶解在坯料中，并且在作为电镀预处理的锌酸盐处理中，具有将锌酸盐浴中存在的Zn离子均匀且精细地沉淀在坯料(更具体地，所述基板)的表面上的作用。换句话说，其中包含的Cu实现锌酸盐膜的均匀形成，由此能够抑制在Ni-P电镀膜表面上产生结节。作为结果，可以改善电镀表面的平滑度。当Cu量为小于0.01质量％时，存在可能不会充分获得以上提及的效果的风险。因此，从充分获得以上提及的效果的角度，Cu量的下限优选为0.01质量％，并且更优选为0.02质量％。
在另一方面，当Cu量为大于0.10质量％时，Cu在晶粒边界中沉淀，并且因此晶粒边界部分在作为电镀预处理的酸蚀刻处理中被过度蚀刻而形成凹陷，并且此外，在Ni-P电镀膜表面上的结节的产生趋于增多。因此，Cu量的上限优选为0.10质量％，并且更优选为0.08质量％。
(Zn)
类似于Cu，Zn也是有效用于改善坯料的Ni-P电镀性能的元素。Zn均匀地以固体溶解在坯料中，并且在作为电镀预处理的锌酸盐处理中，具有将锌酸盐浴中存在的Zn离子均匀地和精细地沉淀在坯料(更具体地，所述基板)的表面上的作用。换句话说，其中包含的Zn实现锌酸盐膜的均匀形成，由此能够抑制在Ni-P电镀膜表面上产生结节。而且，随着Zn量的增大，Zn均匀地沉淀在坯料中，并且在作为要对基板进行的电镀预处理的酸蚀刻处理中，这变得易于在锌酸盐处理期间提供蚀刻来源和Zn离子沉淀碱。因此，其中包含的Zn可以发挥抑制由晶粒引起的高度差的作用。当Zn量为小于0.01质量％时，存在可能不会充分获得这些效果的风险。因此，从充分获得以上提及的各种效果的角度，Zn量的下限优选为0.01质量％，并且更优选为0.02质量％。
在另一方面，当Zn量为大于0.40质量％时，随着Zn的沉淀核的尺寸增大，在作为电镀预处理进行的酸蚀刻处理中形成的凹陷也变大。因此，当Zn量为大于0.40质量％时，存在Ni-P电镀膜表面的平滑度降低的风险。而且，当Zn量为大于0.40质量％时，Al-Mg-Zn金属互化物在晶粒边界中沉淀，因此晶粒边界部分在作为电镀预处理进行的酸蚀刻处理中被过度蚀刻，并且在Ni-P电镀膜表面上产生的结节趋于增多。此外，当Zn量为大于0.40质量％时，Al-Mg-Zn金属互化物也溶解而形成凹陷，并且它们甚至在电镀后可以保持。因此，Zn量的上限优选为0.40质量％，并且更优选为0.20质量％。
如上所述，当Cu和Zn各自允许分布在以上提及的范围内被包含时，可以更多地减少在坯料的电镀表面上形成的凹陷的数量。换句话说，电镀表面的平滑度可以被改善。Cu和Zn可以各自允许以等于或低于以上提及的最大含量的量被包含(甚至在这样的一个实施方案中，本发明的效果不会被抑制)。即，Cu和Zn的总量可以为0.50质量％以下。
[还含有Cr、Ti和Zr中的至少一种的实施方案]
作为其他实施方案中的坯料的另一个实施方案，优选还含有以下各项中的至少一种：Cr，其量为0.01质量％以上且0.35质量％以下；Ti，其量为0.01质量％以上且0.35质量％以下；和Zr，其量为0.01质量％以上且0.35质量％以下，并且当含有以上描述的Cr、Ti和Zr中的两种以上时，在以上提及的成分组成中，其总量优选为0.40质量％以下。
Cr、Ti和Zr的作用在于：在Al合金中作为精细化合物沉淀以形成再结晶晶粒的晶核的来源，并且另外，通过抑制晶粒生长的作用细化所述结构。为了充分获得此作用，Cr、Ti和Zr优选在以上提及的条件下被包含。以这样的方式，片或板表面上的平均晶粒尺寸可以更多地减小，并且可以将平均晶粒尺寸的纵横比减小至1.2以下。而且，可以改善坯料的屈服强度。
当Cr、Ti和Zr的全部含量小于0.01质量％时，可能不会获得形成再结晶晶粒的晶核的来源的作用或细化所述结构的作用。
在另一方面，当Cr、Ti和Zr中任一种的含量大于0.35质量％时，片或板表面上的平均晶粒尺寸的纵横比可能不会减小至1.2以下。
这里，用于计算的目的，Cr、Ti和Zr的总量为至多1.05质量％。然而，在含有Cr、Ti和Zr中的两种以上的情况下，当它们的总含量为大于0.40质量％时，类似于上述情形，片或板表面上的平均晶粒尺寸的纵横比可能不会减小至1.2以下。
作为为什么片或板表面上的平均晶粒尺寸的纵横比不被减小至1.2以下的原因，当Cr、Ti和Zr中的任一种的含量为大于0.35质量％时，或者在其中含有Cr、Ti和Zr中的两种以上的情况下，当它们的总含量为大于0.40质量％时，假定在平行于轧制方向的方向上伸展的变形结构保持增大上述结构的各向异性。在这些情况下，微波纹相应地出现在电镀表面上，并且粗糙金属互化物可以作为初生晶体形成，因而这通过在坯料表面的镜面加工中的研磨或通过电镀预处理脱落而形成凹陷。因此，通过电镀处理形成的电镀膜表面的平滑度降低。而且，形成粗糙晶粒结构，使得屈服强度降低，导致差的抗冲强度。
从获得更多等轴再结晶组织并且抑制微波纹或凹陷的出现的角度，Cr量、Ti量和Zr量的下限各自优选为0.02质量％，并且它们的上限各自优选为0.20质量％。Cr、Ti和Zr的总量的上限优选为0.35质量％。然而，当总量为0.40质量％以下时，如上所述，本发明的效果不会被抑制。
以上描述的各个实施方案中的坯料各自通过以下方式生产：制备具有以上提及的成分组成的Al合金片或板，任选地对所述Al合金片或板回火，然后通过挤压成形将其冲压出预定盘形状。
在以上描述的本发明的坯料中，将成分组成控制为特定范围，将表面上的平均晶粒尺寸控制为27μm以下，将表面上的平均晶粒尺寸的纵横比控制为1.2以下，并且将屈服强度控制为140MPa以上。因此，本发明中的坯料具有足够的抗冲强度至这样的程度：即使在变薄时它们也不会由于下落时的冲击而变形，微波纹不太可能出现在电镀后的电镀表面上，并且坯料具有很少的表面缺陷。
[基板]
本发明中的基板通过使以上提及的本发明中的坯料的表面平滑化(研磨或镜面加工)而生产。
下文将描述本发明中的坯料和基板的生产方法。
本发明中的基板与以上提及的本发明中的坯料具有相同成分组成和构成。相应地，其具有对于基板必要的机械性能。所述基板当然不太可能在处理中变形并且具有足够的抗冲强度至这样的程度，即，使得其即使在变薄时也不会由于下落时的冲击而变形，微波纹不太可能出现在电镀后的电镀表面上，并且所述基板具有很少的表面缺陷。相应地，本发明中的基板可以适合用于3.5-英寸HDD。而且，具有如上所述的优异抗冲强度并且其中微波纹不太可能出现在电镀表面上的本发明中的基板类似地表现出优异的以上提及的性能，即使当应用于汽车用途的2.5-英寸HDD时(以上提及的坯料也一样)。
[坯料的生产方法]
本发明中的坯料可以通过在用于生产磁盘用基板的常规条件下的生产方法和设备生产。例如，其可以根据一系列步骤生产，所述一系列步骤包括熔化具有以上提及的成分组成的Al合金并将其铸造成经调节而具有以上提及的成分组成的铸锭的步骤，使所述铸锭经过用于均质化的热处理的步骤，热轧已经过用于均质化的热处理的所述铸锭以获得具有预定厚度的热轧片或板的步骤，冷轧经热轧的片或板以获得冷轧片或板的步骤，从所述冷轧片或板生产坯料的步骤和进行平焙的步骤。任选地，在冷轧步骤之前或冷轧步骤期间可以进行程序退火(process annealing)。
(铸造)
当生产以上提及的Al合金铸锭时，在熔化Al合金中，将惰性气体如氩气(Ar)优选吹入到熔化的合金中以进行脱氢处理。而且，所述铸锭优选以30至80mm/min的铸造速度生产。铸造温度例如优选为680至720℃。
(用于均质化的热处理)
在将Al合金剥皮之后，用于均质化的热处理优选例如在500至570℃进行0.5至12小时。以这样的方式，Mg-Si金属互化物如Mg2Si可以以固体完全溶解。用于均质化的热处理的温度优选为530至560℃，并且其时间优选为2至12小时。剥皮量可以取决于离析的程度而适当变化，但是其量例如优选在3至20mm的范围内。
(热轧)
热轧优选在490℃至400℃的温度范围在30分钟内完成。以这样的方式，可以防止Mg-Si金属互化物如Mg2Si免于粗糙化或沉淀，直至热轧结束。
当热轧结束温度低于大约300℃时，在随后的冷轧步骤中形成Luders图案。该Luders图案在研磨之后不会保留在表面上，使得作为磁盘基板的功能不会受损。然而，Al合金片或板或者坯料的外观受损。因此，为了防止这个问题，热轧结束温度理想地为300℃或更高。而且，热轧更优选在490℃至410℃的温度范围在10分钟内完成。
(冷轧)
冷轧优选例如以70％以上的冷轧压缩比进行。以这样的方式，用于细化平焙后的晶粒所需的应变能可以积累。因此，可以使得平焙后的屈服强度(即，坯料和基板的屈服强度)优异。而且，当其以70％以上的冷轧压缩比进行时，平焙后的晶粒可以被细化。相应地，电镀表面的波纹也可以被减少。
这里，当在冷轧之前或冷轧期间进行程序退火时，冷轧优选在程序退火之后以70％以上的冷轧压缩比进行。坯料的厚度几乎在这个阶段确定，使得任选地，优选允许通过多次以获得目标厚度。目标厚度例如为0.8mm、0.7mm等。此外，目标厚度例如为1.3mm、1mm、0.9mm等。
(坯料的生产)
坯料可以通过任选地对以上提及的已经进行过冷轧的片或板材料进行回火，然后通过挤压成形将所述片或板材料冲压成预定盘形状。
(平焙)
平焙可以通过如下方式进行，即将盘状片或板材料(盘形片或板材料)堆叠在具有高平整度的隔体之间并使其在对整体加压的同时进行退火。通常，经过此退火的材料称为坯料。
这里，在平焙中的200至280℃的温度范围内，发生晶粒的复原和Al-Mn-Mg金属互化物的沉淀。因此，当在此温度范围内的保留时间长时，已在平行于轧制方向的方向上延伸的加工结构被稳定化。作为结果，在平焙后精细和等轴再结晶组织的形成被抑制而引起平焙后屈服强度的下降。特别地，这种趋势显著地出现在冲压用于3.5-英寸HDD的坯料中，其具有大体积并且其中温度在平焙期间不太可能升高。这是在冲压用于2.5-英寸HDD的坯料中看不到的现象。而且，这种现象出现在其中添加大量Mg和大量Mn的情况中，其中Mg量大，应变在冷轧期间大大积累，易于发生复原，并且Al-Mn-Mg金属互化物的沉淀在该相同温度范围内出现。即，这是在PTL 2中公开的发明等(其中Mg量小)中还没有看到的特殊现象。
因此，在本发明中，冷轧在以上提及的条件下进行以充分积累应变能，而且，将平焙中的200至280℃的温度范围以50℃/h以上的速率升高，由此防止复原结构被稳定化。而且，当平焙中的退火温度在7小时内为300至400℃时，晶粒可以被抑制免于粗糙化。退火时间优选为1小时以上。当退火时间为5小时以下时，晶粒可以更确定地被抑制免于粗糙化。在另一方面，当平焙中的退火温度低于300℃时，表面上的平均晶粒尺寸将会大于27μm，或者纵横比将会大于1.2，导致容易出现微波纹。而且，当平焙中的退火温度低于300℃时，形成其中已进行复原结构的粗糙结构而降低屈服强度，导致差的抗冲强度。此外，当平焙中的退火温度高于400℃时，或者当退火时间长于7小时时，晶粒将会变粗糙。作为结果，屈服强度降低，导致差的抗冲强度。当在平焙中的200至280℃的温度范围中的温度升高速率小于50℃/h时，表面上的平均晶粒尺寸将会大于27μm，或者纵横比将会大于1.2，导致容易出现微波纹。
在平焙结束之后，将盘状片或板材料的内周边和外周边的边缘以预定方式进行面磨以生产本发明中的坯料。
(基板的生产方法)
此实施方案中的基板可以比如按如下生产。
将以上提及的坯料置于放置在双面研磨机中之前的载体的袋中。然后，将该坯料用研磨石研磨(镜面加工)以具有目标厚度，由此生产本发明中的基板(该基板也开称为研磨基板)。
由此生产的本发明中的基板的成分组成和金属结构与以上提及的坯料的那些相同，但是由于基板已经被镜面加工，所以相比于坯料，基板具有高平滑度。
[磁盘及其生产方法]
然后，将由此生产的基板的表面在任意条件下酸蚀刻，在其上形成Ni-P化学镀膜，并且之后，将表面抛光(利用Ni-P化学镀膜电镀的基板可以称为电镀基板。随后，用于增强磁性能的底涂膜、由Co系合金组成的磁膜、用于保护所述磁膜的由C(碳)组成的保护膜等通过溅射等形成在基板上/上方，由此生产磁盘。
如以上提及的Ni-P化学镀膜、底涂膜、磁膜和保护膜可以在通常用于生产磁盘的条件下形成。
而且，用于坯料和基板的生产条件例如在日本专利号3471557和日本专利号5199714中详细描述。相应地，在生产坯料和基板中，可以参考这些公开。
如上所述，在坯料和基板之间的区别是它们是否已被研磨(镜面加工)。因此，基板的平均晶粒尺寸C的测量结果、纵横比A/B的计算结果和屈服强度的测量结果可以直接地被认为是坯料的测量结果和计算结果。
[测量方法]
坯料和基板上的平均晶粒尺寸C、平均晶粒尺寸的纵横比A/B和屈服强度可以按如下测量。
(平均晶粒尺寸C)
平均晶粒尺寸C可以例如通过切片法(section method)确定。具体地，将坯料或基板的表面机械地抛光，用电解质蚀刻，用水洗涤并干燥，接着利用光学显微镜以100倍放大率照照片。然后，关于此照片，在平行于轧制方向的方向和垂直于轧制方向的方向上各自取一条测量线长度为0.95mm，可以观察每个视图3条线并且总共5个视图。即，在平行于轧制方向的方向和垂直于轧制方向的方向的每一个上，取总测量线长度为(0.95×15)mm，将其除以所计数晶粒的数量，由此获得在平行于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸A和在垂直于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸B。然后，通过“(平均晶粒尺寸A+平均晶粒尺寸B)/2”计算由此获得的平均晶粒尺寸A和平均晶粒尺寸B的平均值，由此计算平均晶粒尺寸C。
(纵横比A/B)
在坯料或基板表面上在平行于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸A和在坯料或基板表面上在垂直于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸B例如通过以上提及的切片法确定，并且计算A/B，由此确定纵横比A/B。
(屈服强度)
机械性能如屈服强度可以例如通过以下方式确定，即从坯料或基板制备试验片并依照JIS Z 2241：2011进行金属材料拉伸试验。
实施例
参考表现本发明的有益效果的实施例和不表现本发明的有益效果的比较例，在以下将具体地描述本发明的内容。
首先，将材料在700℃熔化，调节组分以具有在表1的第1至43号中所示的成分组成，并铸造铸锭。
接下来，进行用于去除各个铸锭表面上的离析层的剥皮，并将铸锭在530至560℃保持4小时。之后，进行将其在510至530℃保持0.5至12小时的用于均质化的热处理。
在用于均质化的热处理之后，立即开始热轧以制备具有从预定冷轧压缩比和加工板厚度计算的厚度的热轧板。进行热轧以从490℃至410℃在10分钟内完成。
随后，将热轧板以70％以上的冷轧压缩比冷轧(在第34和35号中，以50％的冷轧压缩比进行冷轧)。通过多次进行冷轧以使材料温度不超过100℃，由此最终获得0.8mm的板厚度。
然后，将冷轧板以外径为95mm和内径为25mm的环形冲压。每堆堆叠二十个盘，接着进行加压退火(平焙)。平焙通过以50℃/h以上的升温速率从200至280℃加热进行，之后在7小时内保持在300至400℃(在第36和37号中，平焙中的升温速率为30℃/h，在第38、39和40中，平焙的温度为290℃，在第41和42号中，平焙的温度为410℃，并且在第43号中，平焙通过在400℃的温度保持8小时进行。
之后，经过平焙的坯料进行面磨以生产用于3.5-英寸HDD的坯料。然后，将坯料的表面(两侧)利用PVA研磨石(#4000，由Nippon Tokushu Kento Co.，Ltd制造)研磨(镜面加工)至10μm/侧，由此生产第1至43号的基板。在第22号中，在热轧期间出现裂纹，使得不能生产坯料和基板。
使用所生产的第1至21号和第23至43号的坯料或基板，计算屈服强度、片或板表面上的平均晶粒尺寸C、在片或板表面上的平行于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸A与片或板表面上的垂直于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸B的纵横比A/B、抗冲强度、电镀表面的波纹和电镀表面上的凹陷数量。这些计算按如下进行。
[1]屈服强度
屈服强度(MPa)通过以下方式确定，即从第1至21号和23至43号的坯料制备试验片并根据JIS Z 2241：2011进行金属材料拉伸试验。屈服强度为140MPa以上的试验片作为良好接受，但屈服强度为小于140MPa的试验片作为不良而拒绝。
[2]平均晶粒尺寸C
为了测量平均晶粒尺寸C，将坯料的表面机械地抛光，用电解质蚀刻，用水洗涤并干燥，接着利用光学显微镜以100倍放大率拍摄照片。自该照片通过切片法测量平均晶粒尺寸C。即，关于此照片，在平行于轧制方向的方向和垂直于轧制方向的方向上各自取一条测量线长度作为0.95mm，观察每个视图3条线并总共5个视图。即，在平行于轧制方向的方向和垂直于轧制方向的方向中的每一个上，取总测量线长度为(0.95×15)mm，将其除以计数晶粒的数量，由此获得在平行于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸A和在垂直于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸B。然后，通过“(平均晶粒尺寸A+平均晶粒尺寸B)/2”计算由此获得的平均晶粒尺寸A和平均晶粒尺寸B的平均值，由此计算平均晶粒尺寸C。
[3]纵横比A/B
使用当平均晶粒尺寸C在上述[2]中测量时获得的平均晶粒尺寸A和平均晶粒尺寸B，通过计算A/B确定在片或板表面上在平行于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸A与在片或板表面上在垂直于轧制方向的方向上的平均晶粒尺寸B的纵横比A/B。
[4]抗冲强度
通过在通过镜面加工获得的基板的表面上形成Ni-P化学镀膜以制备电镀基板，将其附着至3.5-英寸HDD，而且，将该3.5-英寸HDD固定至试验机，来评价抗冲强度。
首先，将镜面加工的基板浸入到电镀预处理液体(AD-68F，由Uyemura&Co.，Ltd.制造)，并且在50℃脱脂5分钟。之后，将其用电镀预处理液体(AD-101F，由Uyemura&Co.，Ltd.制造)在68℃酸蚀刻2分钟，并将其在25℃浸入到30％硝酸中达1分钟以进行去污处理。将去污的基板利用锌酸盐处理液体(AD-301F-3X，由Uyemura&Co.，Ltd.制造)在20℃锌酸盐处理30秒。在将Zn用30％硝酸溶解之后，再次在20℃进行锌酸盐处理达15秒。之后，将锌酸盐处理的基板浸入在Ni-P化学镀液体(NIMUDEN(商标)HDX，由Uyemura&Co.，Ltd.制造)中，并将Ni-P化学镀处理在90℃进行2小时以形成具有约10μm/侧的厚度的Ni-P化学镀膜，由此制备出电镀基板。然后，使用胶体二氧化硅系抛光剂(DISKLITE Z5601A，由Fujimi Incorporated制造)和抛光布(N0058 72D，由Kanebo(现在是AION Co.，Ltd.)等制造)，对其上已形成Ni-P化学镀膜的基板的表面进行抛光，由此制备处于在磁膜的膜形成之前的状态的电镀基板。
随后，将制备的电镀基板附着至3.5-英寸HDD，并将该3.5-英寸HDD固定至摆锤式冲击试验机10(PST-300，由Yoshida Seiki Co.，Ltd.制造)的摆锤11，如图1所示。将3.5-英寸HDD固定至摆锤11以使冲击施加在所述HDD的纺锤的轴方向上。
然后，测量在将3.5-英寸HDD固定至摆锤11的状态施加300G的冲击之前和之后的基板的平整度的改变。作为摆锤11的一端与其碰撞的垫12，使用工作时间为1ms的垫，并且冲击波形为半正弦波形式。
平整度利用由NIDEK Co.，Ltd制造的FT-17测量。将其中在施加300G的冲击之前和之后平整度方面的变化量为0.5μm以下的情形评价为“A”，将其中该变化量为大于0.5μm且1μm以下的情形评价为“B”，并且将其中该变化量为大于1μm的情形评价为“C”。对于抗冲强度，将A和B作为良好接受，并将C作为失败拒绝。
[5]电镀表面的波纹
电镀基板在以上[4]的条件下制备，并且使用THoT Inc的Model 4224测量微波纹(波长为100至400μm的微波纹)的波幅。将其中微波纹的值大于2.5nm的情形评价为“C”，将其中微波纹的值为2.0nm以上且2.5nm以下(以上且以下)的情形评价为“B”，并且将其中微波纹的值为小于2.0nm的情形评价为“A”。对于电镀表面的微波纹，A和B作为良好接受，而C作为失败拒绝。
[6]电镀表面上的凹陷数量
使用在以上[4]中制备的电镀基板，测量电镀表面上的凹陷数量。电镀表面上的凹陷数量通过利用扫描电子显微镜(SEM)以2000倍放大率在50个视图中对电镀基板的表面拍摄照片进行测量。将其中在抛光后电镀表面上的宽度为1μm以上的凹陷的数量为1片/cm2以下的情形评价为“B”，将其中该数量为0片/cm2的情形评价为“A”，并且将其中该数量为2片/cm2以上的情形评价为“C”。对于电镀表面上的凹陷的数量，A和B被评价为在电镀板的平滑度方面是优异的，而C被评价为电镀板的平滑度方面是差的。
第1至43号的基板的成分组成以及以上[1]至[6]中的测量或评价的结果示于表1。在表1中，“-”意指不含有该元素，并且带下划线的值意指其不满足本发明的要求。
如表1中所示，第1至14号的基板满足本发明的要求，并且作为结果，抗冲强度、电镀表面的波纹和电镀表面上的凹陷的数量为良好(工作例)。
在另一方面，第15至43号的基板不满足本发明的要求中的至少一个，并且作为结果，抗冲强度、电镀表面的波纹和电镀表面上的凹陷的数量中的至少一个不是良好(比较例)。对应于其中电镀表面的波纹高的基板和其中电镀表面上的凹陷的数量大的基板中的至少一种的基板可以评价为具有许多表面缺陷的基板。
具体地，在第15和16号的基板中，电镀表面上的凹陷的数量增多，因为Si量大于上限。
在第17和18号的基板中，电镀表面上的凹陷的数量增多，因为Fe量大于上限。
在第19、20和21号的基板中，抗冲强度差，因为Mg量小于下限并且屈服强度小。第19号的基板对应于在PTL 2中描述的发明的重现基板。
在第22号的基板中，在热轧期间出现裂纹，因为Mg量大于上限。相应地，没有形成板，并且未能进行进一步的评价。
在第23号的基板中，电镀表面上的凹陷的数量增加，因为Cu量大于上限。
在第24和25号的基板中，Mn量大于上限。而且，在第24和25号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第24和25号的基板中，抗冲强度差，电镀表面上的凹陷的数量大，并且电镀表面的波纹高。
在第26和27号的基板中，Mn量小于下限，并且屈服强度低。因此，抗冲强度差。
在第28号的基板中，Cr量大于上限，并且包含的Cr和Zr的总含量大于上限。而且，在第28号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第28号的基板中，抗冲强度差，电镀表面上的凹陷的数量大，并且电镀表面的波纹高。
在第29号的基板中，Ti量大于上限。而且，在第29号的基板中屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第29号的基板中，抗冲强度差，电镀表面上的凹陷的数量大，并且电镀表面的波纹高。
在第30号的基板中，Zr量大于上限。而且，在第30号的基板中屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第30号的基板中，抗冲强度差，电镀表面上的凹陷的数量大，并且电镀表面的波纹高。
在第31号的基板中，Cr量、Ti量和Zr量中的每一个均满足本发明的要求，但是其总量大于上限。而且，在第31号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第31号的基板中，抗冲强度差，电镀表面上的凹陷数量大，并且电镀表面的波纹高。
在第32和33号的基板中，电镀表面上的凹陷的数量增大，因为Zn量大于上限。
在第34和35号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸大。因此，在第34和35号的基板中，抗冲强度差，并且电镀表面的波纹高。
在第36和37号的基板中，表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第36和37号的基板中，电镀表面的波纹高。第36的基板对应于在PTL 1中描述的发明的再现基板。
在第38、39和40号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸和表面上的纵横比大。因此，在第38、39和40号的基板中，抗冲强度差，并且电镀表面的波纹高。
在第41和42号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸大。因此，在第41和42号的基板中，抗冲强度差，并且电镀表面的波纹高。
在第43号的基板中，屈服强度低，并且表面上的平均晶粒尺寸大。因此，在第43号的基板中，抗冲强度差，并且电镀表面的波纹高。