本发明涉及磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。
背景技术
作为计算机、硬盘驱动器(hdd)等的记录介质，使用有铝(al)合金制的磁盘。这样的磁盘通过如下方式制造，即，对于板材的表面进行镜面加工，并按顺序进行脱脂处理、酸蚀刻处理、剥黑膜处理、第一次锌酸盐处理、硝酸剥离处理、第二次锌酸盐处理、无电解镀ni－p处理后，再形成磁性膜、保护膜等。
出于记录容量的大容量化的愿望，有增加搭载于内部的磁盘张数这样的要求(需要)。为了应对该需要，磁盘的薄壁化得到研究，但若使磁盘薄壁化，则存在如下问题，即，以hdd使之旋转时发生的振动容易变大。另一方面，玻璃制基板本为高刚性，但存在用于使之平坦的生产成本(磨削)欠佳的问题。这了解决这样的问题，需要使适用生产成本优异的铝轧制板的磁盘坯体高刚性化。
关于以高刚性化为目的磁盘的发明，例如，由专利文献1公开。该专利文献1所述的发明是使al合金基体中，按体积比分散5～50％的陶瓷粒子或陶瓷纤维之中的至少一者。
还有，在该专利文献1中记述有用于该磁盘的al合金板以如下方式制造。即记述的要旨为，作为基体粒子准备由雾化法得到的纯al粒子，和作为强化纤维准备al2o3粒子，将其混合在一起(纤维体积比15％)。将该混合物装入成形模具中，在熔融温度附近经hip(hotisostaticpressing：热等静压)处理后，进行热轧而制造规定板厚的板。还有，在此方法中，因为不得不每一张分别处理，因此存在生产成本欠佳这样与玻璃制基板同样的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开昭63－183146号公报
如前述，专利文献1所述的发明，因为是将基体粒子和强化纤维进行混合，在熔融温度附近进行hip处理而取得，所以基体粒子和强化纤维的密接性有可能不充分。因此，专利文献1所述的al合金板中，不可能无法将形成于板表面的无电解镀ni－p膜的平滑性，提高到能够满足近年的记录密度的水平。
另外，如前述，需要使适用生产成本优异的铝轧制板的磁盘坯体高刚性化。
技术实现要素：
本发明鉴于所述状况而做，其课题在于，提供一种刚性(例如，杨氏模量)和形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性优异的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片。
本发明者，为了解决所述课题锐意研究，其结果发现，通过提高金属间化合物的面积率，能够提高基板整体的刚性。另外，本发明者还发现，在金属间化合物中，有像单质si和mg－si系金属间化合物这样，表面上不会有无电解镀ni－p在表面析出的情形；和像其以外的金属间化合物这样，表面上有无电解镀ni－p在表面析出的情形。于是，本发明者发现，通过选择性地提高无电解镀ni－p在表面析出的金属间化合物的面积率，在提高刚性的同时，还能够抑制镀覆缺陷的发生，从而完成了本发明。
解决所述课题的本发明的一个实施方式的磁盘用铝合金坯体中，mg：3.00质量％以下，si：1.00质量％以下，含有fe：6.0质量％以下、mn：10.0质量％以下、ni：10.0质量％以下之中的至少一种，并且，其合计量为10.0质量％以下，余量由al和不可避免的杂质构成，表面上金属间化合物所占的面积率为5～40％，且单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计为1％以下。
如此，本实施方式的磁盘用铝合金坯体，使mg为规定值以下，以规定量含有fe、mn、ni，另外，使表面上金属间化合物所占的面积率为规定的范围，因此能够使刚性优异。另外，因为使si为规定值以下，所以能够抑制单质si和mg－si系金属间化合物的生成，能够使刚性优异。另外，本实施方式的磁盘用铝合金坯体，因为使表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计为规定值以下，所以能够进一步减少形成于表面的无电解镀ni－p膜上所形成的凹坑数，能够使镀膜的平滑性优异。
另外，解决所述课题的本发明的另一实施方式的磁盘用铝合金坯体中，mg：3.00质量％以下，si：1.00质量％以下，含有fe：5.0质量％以下、mn：5.0质量％以下、ni：5.0质量％以下之中的至少一种，并且其合计量为8.0质量％以下，并含有cr：2.0质量％以下、ti：0.5质量％以下、zr：2.0质量％以下之中的至少一种，并且其合计量为2.0质量％以下，余量由al和不可避免的杂质构成，在表面上金属间化合物所占的面积率为5～40％且单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计为1％以下。
如此，本实施方式的磁盘用铝合金坯体，因为使mg为规定值以下，分别以规定量含有fe、mn、ni和cr、ti、zr，另外，使表面上金属间化合物所占的面积率在规定的范围，所以刚性优异。另外，因为使si为规定值以下，所以能够抑制单质si和mg－si系金属间化合物的生成，能够使刚性优异。此外，本实施方式的磁盘用铝合金坯体，因为使表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计为规定值以下，所以能够进一步减少形成于表面的无电解镀ni－p膜上所形成的凹坑数，能够使镀膜的平滑性优异。
本发明的磁盘用铝合金坯体，优选杨氏模量为73gpa以上，屈服强度为90mpa以上。
如此，本发明的磁盘用铝合金坯体，通过使杨氏模量为规定值以上，能够使刚性优异。另外，本发明的磁盘用铝合金坯体，通过使屈服强度为规定值以上，能够得到的强度可达到能够维持作为磁盘所要求的耐冲击性的程度。
本发明的磁盘用铝合金坯体，优选表面的所述金属间化合物的绝对最大长度为50μm以下。
如此，本发明的磁盘用铝合金坯体，通过使表面的所述金属间化合物的绝对最大长度为规定值以下，能够使形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性更优异。
本发明的磁盘用铝合金坯体，优选还含有cu：0.1质量％以上并在10.0质量％以下、zn：0.1质量％以上并在10.0质量％以下之中的至少一种。
如此，本发明的磁盘用铝合金坯体，通过以规定量再含有cu和zn，能够使坯体(基片)的表面所形成的无电解镀ni－p膜表面的平滑性进一步优异。
本发明的磁盘用铝合金基片，使用前述之中任意一项所述的磁盘用铝合金坯体。
如此，本发明的磁盘用铝合金基片，因为使用的是所述本发明的磁盘用铝合金坯体，所以能够使刚性和形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性优异。
本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片，其刚性和形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性优异。
具体实施方式
以下，针对用于实施本发明的磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片(以下，有分别仅称为“坯体”和“基片”的情况)的方式详细地加以说明。在此，本发明的坯体中，包括以下详述的第一实施方式的坯体和第二实施方式的坯体。
[第一实施方式的坯体]
首先，对于本发明的第一实施方式的坯体进行说明。
本实施方式的坯体，mg：3.00质量％以下，si：1.00质量％以下。另外，本实施方式的坯体中，含有fe：6.0质量％以下、mn：10.0质量％以下、ni：10.0质量％以下之中的至少一种，并且使其合计量为10.0质量％以下。此外，本实施方式的坯体的化学组成之中，余量由al和不可避免的杂质构成，本实施方式的坯体使用所述化学组成的铝合金，形成为规定的形状。
而且，本实施方式的坯体为如下构成，表面上金属间化合物所占的面积率为5～40％，且单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计为1％以下。
(mg)
若使mg单独含有，则能够提高坯体的屈服强度。但是，随着mg增加，杨氏模量降低，因此若mg高于3.00质量％，则使杨氏模量为73gpa以上变得困难。因此，mg为3.00质量％以下。还有，从高水平维持坯体的杨氏模量的观点出发，优选mg为2.00质量％以下，更优选为1.00质量％以下。
另外，mg如后述与si结合，mg－si系金属间化合物的生成量变多，因此从对其加以抑制的观点出发，如所述为3.00质量％以下。若从抑制mg－si系金属间化合物这一观点出发，则mg量越低越好，但为了抑制mg的下限，需要使用mg量低的高纯度的原料，成本会增加。在本发明中，如果将mg量抑制在0.005质量％左右，则能够充分抑制mg－si系金属间化合物的生成，因此如果设定mg量的下限，则优选为0.005质量％。
(si)
si通常作为基体金属杂质而混入al合金中，在铸造al合金的铸块的工序中，使al合金的铸块和板表面产生单质si和mg－si系金属间化合物。
若si高于1.00质量％，则单质si和mg－si系金属间化合物的生成量过多。若是如此，则有不能维持作为坯体所需水平的屈服强度的情况。此外，在单质si和mg－si系金属间化合物上，因为没有无电解镀ni－p膜被覆，所以无电解镀ni－p膜形成后的平滑性差。因此，si为1.00质量％以下。si量越少越优选，优选为0.20质量％以下，更优选为0.10质量％以下。还有，为了使si低于0.005质量％，需要使用高纯度的基体金属，成本非常高，所以不现实。因此，如果设定si量的下限，则优选为0.005质量％。
(fe、mn、ni)
在本实施方式中，通过含有fe、mn、ni之中的至少一种，坯体的杨氏模量提高。但是，若fe＞6.0质量％、mn＞10.0质量％、ni＞10.0质量％之中即使一个条件符合，或fe+mn+ni＞10.0质量％，则不能轧制。总之，金属间化合物过剩增加，延展性降低，因热轧而在热轧板中发生裂纹(以下，有仅称为“热裂纹”的情况)。因此，含有fe：6.0质量％以下、mn：10.0质量％以下、ni：10.0质量％以下之中的至少一种，并且满足fe+mn+ni≤10.0质量％。
还有，过剩地添加fe、mn、ni时，容易发生粗大晶粒。如果粗大晶粒在镀覆的前处理工序中脱落，则变成镀覆缺陷，因此从镀覆平滑性的观点出发，优选fe≤2.0质量％，mn≤2.0质量％，ni≤2.0质量％，优选fe+mn+ni≤4.0质量％。另一方面，从确保杨氏模量的观点出发，优选1.3质量％≤fe+mn+ni。
(余量)
构成本实施方式的坯体的化学组成的基本成分如所述，余量成分是al和不可避免的杂质(先前说明的si以外的不可避免的杂质)。不可避免的杂质，是在材料的熔化时不可避免地混入的杂质，在不损害坯体的诸特性的范围内被含有。作为这样的不可避免的杂质，例如，可列举cr、ti、zr、v、b、na、k、ca、sr等。不可避免的杂质，如果分别在0.005质量％以下，合计在0.015质量％以下，则不妨碍本发明的效果。因此，在本实施方式中，可以在不阻碍本发明的效果的范围内使不可避免的杂质含有，另外，也可以在不阻碍本发明的效果的范围内，使本说明书中说明的元素以外的元素等积极地含有(总之，这些方式均包含在本发明的技术范围同内。)。另外，在本实施方式中，作为余量成分，也可以分别在低于0.1质量％的范围内含有cu和zn。
还有，本实施方式的坯体的化学组成，例如，能够适宜调节熔化al合金时添加的元素的添加量。另外，不可避免的杂质的含量的调整(限制)，例如，能够使用由三层电解法进行了精炼的基体金属，或利用偏析法将其排除。
(表面上金属间化合物所占的面积率)
作为表面上所占的金属间化合物，例如，可列举mg－si系金属间化合物、al－fe系金属间化合物、al－mn系金属间化合物、al－ni系金属间化合物、al－fe－mn系金属间化合物、al－fe－ni系金属间化合物、al－mn－ni系金属间化合物、al－fe－mn－ni系金属间化合物等。另外，如后述，在本实施方式中以规定的含量含有cu、zn时，可列举al－cu系金属间化合物、al－zn系金属间化合物等。还有，在本发明中，单质si也与金属间化合物同样对待。
通过使表面上所述金属间化合物所占的面积率为5％以上，能够使坯体的杨氏模量为73gpa以上。相对于此，若该面积率低于5％，则不能使坯体的杨氏模量达到73gpa以上。另外，若该面积率高于40％，则热裂纹发生，或表面缺陷发生。因此，在本实施方式中，使该面积率为5～40％。从进一步提高坯体的杨氏模量的观点出发，该面积率优选为10％以上，更优选为15％以上。另外，从得到更优异表面性状的观点出发，该面积率优选为38％以下，更优选为35％以下。
该面积率能够通过使si、mg、fe、mn、ni作为本说明书中说明的含量而进行调整，含有cu、zn时，能够通过使其达成本说明书中说明的含量进行调整(还有，关于cu、zn后述)。
(表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计)
所述金属间化合物之中，在单质si和mg－si系金属间化合物上，如前述不被覆无电解镀ni－p膜。因此，若表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计多，则形成于坯体(基片)的表面的无电解镀ni－p膜上大量形成凹坑，无电解镀ni－p膜形成后的平滑性差。另外，单质si和mg－si系金属间化合物多时，难以使磁盘用铝合金的屈服强度为90mpa以上。因此，在本实施方式中，使表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计为1.0％以下。其面积率的合计越少越为优选，例如，优选为0.9％以下或低于0.1％。
还有，单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计，能够通过使si量为所述含量以下进行控制。
表面上所述各金属间化合物(含单质si)所占的面积率，能够以如下方式求得。例如，使用日本电子株式会社制fe－sem(fieldemissionscanningelectronmicroscope，型号jsm－7001f)，使加速电压为15kv。而后，使用附属的分析系统“analysisstation3,8,0,31”，和粒子分析软件“ex－35110粒子分析软件ver.3.84”，能够计算由fe－sem得到的组成像中的单质si、mg－si系金属间化合物、al－fe系金属间化合物等的面积率。
[第二实施方式的坯体]
接着，对于第二实施方式的坯体进行说明。
本实施方式的坯体中，有mg：3.00质量％以下，si：1.00质量％以下。另外，本实施方式的坯体中，含有fe：5.0质量％以下、mn：5.0质量％以下、ni：5.0质量％以下之中的至少一种，并且使其合计量为8.0质量％以下。此外，本实施方式的坯体中，还含有cr：2.0质量％以下、ti：0.5质量％以下、zr：2.0质量％以下之中的至少一种，并且使其合计量为2.0质量％以下。本实施方式的坯体的化学组成之中，余量由al和不可避免的杂质构成，使用如上组成的铝合金形成为规定的形状。
而且，本实施方式的坯体为如下构成，表面上金属间化合物所占的面积率为5～40％且单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计为1％以下。
(mg)
若使mg单独含有，则能够提高坯体的屈服强度。但是，随着mg增加，杨氏模量降低，因此若mg高于3.00质量％，则使杨氏模量达到73gpa以上变得困难。因此，mg为3.00质量％以下。还有，从高水平维持坯体的杨氏模量的观点出发，mg优选为2.00质量％以下，更优选为1.00质量％以下。
另外，mg如后述这样与si结合，mg－si系金属间化合物的生成量变多，因此从对此加以抑制的观点出发，如所述为3.00质量％以下。从抑制mg－si系金属间化合物这一观点出发，mg量越低越好，但为了抑制mg的下限，需要使用mg量低的高纯度的原料，导致成本增加。在本实施方式中，如果将mg量抑制在0.005质量％左右，则能够充分抑制mg－si系金属间化合物的生成，因此如果设置mg量的下限，则优选为0.005质量％。
(si)
si通常作为基体金属杂质混入al合金中，在铸造al合金的铸块的工序中，使al合金的铸块和板表面生成单质si和mg－si系金属间化合物。
若si高于1.00质量％，则单质si和mg－si系金属间化合物的生成量变多。若单质si和mg－si系金属间化合物的生成量过多，则有不能维持作为坯体所需水平的屈服强度的情况。此外，单质si和mg－si系金属间化合物上不被覆无电解镀ni－p膜，因此无电解镀ni－p膜形成后的平滑性差。因此，si为1.00质量％以下。si量越少越为优选，优选为0.20质量％以下，更优选为0.10质量％以下。还有，为了使si低于0.005质量％，需要使用高纯度的基体金属，因为成本非常高，所以不现实。因此，如果设置si量的下限，则优选为0.005质量％。
(fe、mn、ni)
在本实施方式中，通过含有fe、mn、ni之中的至少一种，坯体的杨氏模量提高。但是，若fe、mn、ni之中的至少一种单独高于5.0质量％，或两种以上的合计高于8.0质量％，则变得不能进行轧制。总之，金属间化合物过剩地增加，延展性降低，因热轧导致热轧板发生裂纹(以下，有仅称为“热裂纹”的情况)。因此，含有fe：5.0质量％以下、mn：5.0质量％以下、ni：5.0质量％以下之中的至少一种，并且使其合计量为8.0质量％以下。
还有，过剩添加fe、mn、ni时，粗大晶粒容易发生。粗大晶粒在镀覆的前处理工序脱落时，会变成镀覆缺陷，因此从镀覆平滑性的观点出发，优选fe为2.0质量％以下，mn为2.0质量％以下，ni为2.0质量％以下，另外，其合计量优选为4.0质量％以下。另一方面，从确保杨氏模量的观点出发，fe、mn、ni的合计量优选为0.7质量％以上。
(cr、ti、zr)
在本实施方式中，通过含有cr、ti、zr之中的至少一种，可抑制巨晶的发生，形成于坯体(基片)的表面的无电解镀ni－p膜优异。但是，若cr高于2.0质量％，或ti高于0.5质量％，或zr高于2.0质量％，或其合计量高于2.0质量％，则热裂纹发生。因此，含有cr：2.0质量％以下、ti：0.5质量％以下、zr：2.0质量％以下之中的至少一种，并且其合计量2.0质量％以下。
还有，过剩添加cr、ti、zr时，粗大晶粒容易发生。粗大晶粒在镀覆的前处理工序中脱落时，会变成镀覆缺陷，因此从镀覆平滑性的观点出发，cr、ti、zr的合计量优选为0.3质量％以下。从进一步抑制巨晶的发生的观点出发，cr、ti、zr的合计量优选为0.1质量％以上，更优选为0.2质量％以上。
(余量)
构成本实施方式的坯体的化学组成的基本成分如所述，余量成分是al和不可避免的杂质(先前说明的si以外的不可避免的杂质)。不可避免的杂质，是在材料的熔化时不可避免地混入的杂质，在不损害坯体的诸特性的范围内被含有。作为这样的不可避免的杂质，例如，可列举v、b、na、k、ca、sr等。不可避免的杂质如果分别在0.005质量％以下，合计在0.015质量％以下，则不妨碍本发明的效果。因此，在本实施方式中，可以在不阻碍本发明的效果的范围内使不可避免的杂质含有，另外，也可以在不阻碍本发明的效果的范围内，使本说明书中说明的元素以外的元素等积极地含有(总之，这些方式均包含在本发明的技术范围内。)。另外，在本实施方式中，作为余量成分，也可以低于0.1质量％而含有cu和zn。
还有，本实施方式的坯体的化学组成，例如，能够适宜调节熔化al合金时添加的元素的添加量。另外，不可避免的杂质的含量的调整(限制)，例如，能够使用由三层电解法进行了精炼的基体金属，或利用偏析法将其排除。
(表面上金属间化合物所占的面积率)
作为在表面上金属间化合物所占的，例如，可列举mg－si系金属间化合物、al－fe系金属间化合物、al－mn系金属间化合物、al－ni系金属间化合物、al－fe－mn系金属间化合物、al－fe－ni系金属间化合物、al－mn－ni系金属间化合物、al－fe－mn－ni系金属间化合物、al－cr系金属间化合物、al－ti系金属间化合物、al－zr系金属间化合物等。另外，这种情况下，也以置换了上述的al－fe系金属间化合物的一部分的al－fe－cr系金属间化合物，和置换了al－mn系金属间化合物的一部分的al－mn－cr系金属间化合物等作为对象。另外，如后述，以本发明中规定的含量含有cu、zn时，可列举al－cu系金属间化合物、al－zn系金属间化合物等。还有，在本发明中，单质si也与金属间化合物同样对待。
通过使表面上所述金属间化合物所占的面积率为5％以上，能够使坯体的杨氏模量为73gpa以上。相对于此，若该面积率低于5％，则不能使坯体的杨氏模量为73gpa以上。另外，若该面积率高于40％，则热裂纹发生，或表面缺陷发生。因此，在本实施方式中，使该面积率为5～40％。从进一步提高坯体的杨氏模量的观点出发，优选该面积率为10％以上，更优选为15％以上。另外，从得到更优异表面性状的观点出发，该面积率优选为38％以下，更优选为35％以下。
该面积率能够通过使si、mg、fe、mn、ni，cr、ti、zr成为本说明书中说明的含量进行调整，含有cu、zn时，通过使其成为本说明书中说明的含量来进行调整(还有，关于cu、zn后述)。
(表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计)
所述金属间化合物之中，单质si和mg－si系金属间化合物上，如前述这样不被覆无电解镀ni－p膜。因此，若表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计多，则形成于坯体(基片)的表面的无电解镀ni－p膜上大量形成凹坑，无电解镀ni－p膜形成后的平滑性差。另外，单质si和mg－si系金属间化合物多时，难以使磁盘用铝合金的屈服强度达到90mpa以上。因此，在本实施方式中，使表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计为1.0％以下。其面积率的合计越少越为优选，例如优选为0.9％以下或低于0.1％。
还有，单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计，能够通过使si量为所述含量以下来进行控制。
表面上所述各金属间化合物(含单质si)所占的面积率，能够由如下方式求得。例如，使用日本电子株式会社制fe－sem(fieldemissionscanningelectronmicroscope，型号jsm－7001f)，使加速电压为15kv。然后，使用附属的分析系统“analysisstation3,8,0,31”，和粒子分析软件“ex－35110粒子分析软件ver.3.84”，能够计算由fe－sem得到的组成像中的单质si、mg－si系金属间化合物、al－fe系金属间化合物等的面积率。
(杨氏模量)
杨氏模量是材料弹性变动时的应力与应变的比，在本发明中，影响到由hdd使薄壁化的磁盘旋转时的振动的发生。若杨氏模量为73gpa以上，则为高刚性，因此能够确实地抑制薄壁化的磁盘的振动。因此，在本发明中，优选杨氏模量为73gpa以上。从进一步抑制薄壁化的磁盘振动的观点出发，杨氏模量越高越优选。例如，优选杨氏模量为75gpa以上，更优选为80gpa以上，进一步优选为83gpa以上，更进一步优选为85gpa以上。还有，杨氏模量80gpa相当于玻璃制基板。
在第一实施方式的坯体中，杨氏模量能够通过使mg、fe、mn、ni为本说明书中说明的含量，和使表面上金属间化合物所占的面积率为规定范围来进行调整。
在第二实施方式的坯体中，杨氏模量能够通过使mg、fe、mn、ni、cr、ti、zr成为本说明书中说明的含量，和使表面上金属间化合物所占的面积率为规定范围来进行调整。
杨氏模量，例如，能够依据jisz2280：1993(金属材料的高温杨氏模量试验方法)，制作以轧制平行方向为纵长方向的60mm×10mm×1mm厚的试验片，通过使用该试验片来进行测量。具体来说，能够遵循所述jis规定的方法，在大气气氛下，以室温通过自由共振法进行测量。试验装置优选使用日本テクノプラス社制je－rt型。
(屈服强度)
为了得到作为坯体(还作为基片和磁盘)充分的强度，屈服强度优选为90mpa以上。若屈服强度低于90mpa，则得不到坯体充分的强度。从作为坯体而得到更高强度的观点出发，优选屈服强度为100mpa以上，更优选为110mpa以上，进一步优选为120mpa以上，更进一步优选为130mpa以上。
屈服强度，能够通过在使fe、mn、ni，mg等的添加量在所述规定量的范围而进行添加，调整退火条件，控制各金属间化合物的生成量和基体中的固溶量来进行调整。
屈服强度，例如，可依据jisz2241：2011(金属材料拉伸试验方法)，制作使轧制平行方向为纵长方向的jis5号试验片，通过进行金属材料拉伸试验而求得。还有，由坯体和基片制作该试验片困难时，例如，可切下制造途中的冷轧板的一部分，以相当于矫正退火的320℃，进行3小时的退火后，依据jisz2241：2011(金属材料拉伸试验方法)，制作使轧制平行方向为纵长方向的jis5号试验片，通过进行金属材料拉伸试验而求得。还有，由坯体制作按照与jis5号试验片相似的尺寸比进行了缩小的试验片，测量也为相同的值。
(表面的金属间化合物的绝对最大长度)
所述表面的金属间化合物的绝对最大长度优选为50μm以下。若是如此，则适合进行无电解镀ni－p膜的形成，因此能够使镀膜的膜厚减薄。另外，因为金属间化合物微细，所以屈服强度提高。还有，所谓“绝对最大长度”，是指例如以sem的compo像等进行观察时确认到的相应粒子上，相隔最远的2点间的距离。金属间化合物的绝对最大长度越小，越能够降低伴随粗大晶粒的脱落而来的镀覆缺陷的发生风险。从这样的观点出发，金属间化合物的绝对最大长度更优选为30μm以下，进一步优选为25μm以下，更进一步优选为20μm以下。
在第一实施方式的坯体中，金属间化合物的绝对最大长度，能够通过使si、mg、fe、mn、ni等为本说明书所说明的含量来进行调整。
在第二实施方式的坯体中，金属间化合物的绝对最大长度，能够通过使si、mg、fe、mn、ni、cr、ti、zr等为本说明书中说明的含量来进行调整。
另外，在本发明的坯体中，关于所述化学组成，为了进一步提高诸特性，也可以添加各种元素。
(cu、zn)
本发明的坯体的化学组成中，也可以再含有cu：0.1质量％以上并在10.0质量％以下、zn：0.1质量％以上并在10.0质量％以下之中的至少一种。
cu和zn，在坯体(基片)中均匀地固溶，在镀覆前处理的锌酸盐处理中，使锌酸盐浴中的zn离子向坯体(基片)的表面均匀地微细析出。因此，形成于坯体(基片)的无电解镀ni－p膜的凹坑数进一步减少，镀膜的平滑性更优异。为了得到这样的效果，如前述，含有cu在0.1质量％以上并在10.0质量％以下、zn在0.1质量％以上并在10.0质量％以下之中的至少一种即可。若cu量和zn量分别高于10.0质量％，则金属间化合物的生成量增回，因此有可能发生热裂纹。
以上说明的第一实施方式和第二实施方式的坯体，以所述方式分别特定化学组成、表面上金属间化合物所占的面积率、表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计。因此，第一实施方式和第二实施方式的坯体，其刚性和形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性均优异。
[基片]
本实施方式的基片，使用了所述第一实施方式或第二实施方式的坯体。具体来说，本实施方式的基片，通过对于所述坯体的表面进行平滑化加工(磨削加工、镜面加工)而制造。
在此，本实施方式的基片，与所述坯体仅在是在否经过平滑化加工上有所不同，两者具有同样的化学组成和金属组织等的构成。因此，本实施方式的基片，与所述坯体同样，刚性和形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性优异。
[坯体的制造方法]
所述本发明的坯体，能够由制造磁盘用基板这样一般性的条件的制造方法和设备来制造。例如，能够通过包括如下工序的一系列工序的提供进行制造：熔化材料而调整为所述化学组成，铸造铸块的铸造工序；对于该铸块进行均质化热处理的均质化热处理工序；对于进行了均质化热处理的铸块实施热轧而得到规定的板厚的热轧板的热轧工序；对于热轧板进行冷轧而得到冷轧板的冷轧工序；由冷轧板冲孔圆环状的基板的冲孔工序；和进行矫正退火的矫正退火工序。还有，也可以根据需要，在冷轧工序之前，或在冷轧工序的途中进行中间退火。
若说明所述各工序的具体的条件的一例，则如下，但不限定于此。
铸造工序中，优选以700～800℃熔化材料，以700～800℃进行铸造。得到的铸块优选进行约2mm/单侧的表面切削。
均质化热处理工序中优选的方式为，以400～600℃，优选以约540℃进行约8小时。
热轧工序在均质化热处理后连续进行，但基于抑制mg－si系金属间化合物的观点，开始温度优选为510℃以上，结束温度优选为300～350℃，优选520℃至400℃在3小时以内通过。轧制后的板厚优选为3mm以下。
冷轧工序中，优选轧制后的板厚约为1mm。
冲孔工序中，优选由冷轧板进行冲孔，使之成为内径24mm、外径96mm的圆环状的基板(3.5英寸hdd用)。还有，制造2.5英寸hdd用的坯体时，优选由冷轧板进行冲孔，使之成为内径19mm、外径66mm的圆环状的基板。
矫正退火工序中，在高平坦度的隔板间堆叠圆环状的基板，一边对整体加压一边进行退火。优选退火温度为300～500℃，退火时间为3小时。另外，进行矫正退火时的升温速度和高温速度均优选为约80℃/小时。
[基片的制造方法]
所述本发明的基片，例如，能够以如下方式制造。
首先，进行将坯体的内径和外径切削加工各1mm的端面加工。其后，在预设于双面磨削机上的运载装置的料兜内，放置进行了所述端面加工的坯体。然后，若由磨石磨削加工(镜面加工)至目标板厚，则能够制造本发明的基片(还有，该基片有时也被称为抛光基片。)。
如此制造的本发明的基片的化学组成和金属组织等的构成与前述的坯体同样，但因为进行镜面加工，所以与坯体比较，具备更高的平滑性。
[磁盘及其制造方法]
对于如此制造的基片的表面以任意的条件进行酸蚀刻处理，形成无电解镀ni－p膜后，对其表面进行研磨(还有，形成有无电解镀ni－p膜的基片，也被称为镀覆基片。)。接着，在此基片上，通过溅射形成用于提高磁特性的底膜、由co基合金构成的磁性膜、和用于保护磁性膜的由c(碳)构成的保护膜等，从而能够制作磁盘。
所述无电解镀ni－p膜、底膜、磁性膜、保护膜的形成，能够以制造磁盘时一般所实施的条件进行。
还有，关于坯体和基片等的制造条件，例如，详细记录在日本国专利第3471557号公报和日本国专利第5199714号公报中。因此，制造坯体和基片时，也能够参照这些文献。
另外，如前述，本发明的坯体与基片的差别在于，是否进行磨削加工(镜面加工)。因此，对于基片进行的、表面上金属间化合物所占的面积率，表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计值，杨氏模量的测量结果和评价结果，屈服强度的测量结果和评价结果，能够直接看作坯体的计算结果、测量结果和评价结果，反之亦然。
实施例
接下来，将体现出本发明效果的实施例和未体现的比较例进行对比，对于本发明的坯体和基片更详细地加以说明。
首先，对于本发明的第一实施方式的示例进行说明。
使用表1的no.1～27所示的化学组成(质量％)的al合金，以如下方式制造no.1～16、24～27的基片。还有，no.17～23因为发生热裂纹，所以不能制造基片(参照表2)。在此，表1中的“-”表示未添加该成分，低于检测极限值，下划线表示不满足本发明的要件。另外，表1的“fe、mn、ni的合计量”的计算中，“-”所示的fe、mn、ni的各含量作为0质量％进行计算。
基片按顺序进行铸造工序、均质化热处理工序、热轧工序、冷轧工序、冲孔工序、矫正退火工序、端面加工工序、镜面加工工序而制造。各工序的具体的条件如下。
铸造工序中，以750℃熔化材料，进行铸造。得到的铸块进行了2mm/单侧的表面切削。
均质化热处理工序中，对于no.1～23，以540℃进行8小时，对于no.24～27，以450℃进行8小时，从炉中取出后，在5分钟以内开始热轧。
热轧工序中，对于no.1～23，使开始温度为520～540℃，结束温度为300～330℃，并以轧制后的板厚为3mm的方式进行。对于no.24～27，使开始温度为430～450℃，结束温度为300～330℃，并以轧制后的板厚为3mm的方式进行。还有，对于在该热轧工序中发生热裂纹的(no.17～23)，为了调查表面上金属间化合物所占的面积率，与表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计，使用没有裂纹的部分进行研磨，如后述这样测量金属间化合物的面积率等。还有，无论是测量热轧后的热轧板，还是测量矫正退火后的坯体，金属间化合物的面积率的值不变。
冷轧工序中，以轧制后的板厚为1mm的方式进行。
冲孔工序中，由冷轧板将基板冲孔成内径24mm、外径96mm的圆环状(相当于3.5英寸hdd的尺寸)。
矫正退火工序，通过在高平坦度的隔板间堆叠圆环状的基板，一边对整体加压一边退火而进行。退火温度为400℃，退火时间为3小时。另外，进行矫正退火时的升温速度和高温速度均为80℃/小时。通过从铸造工序进行至矫正退火工序为止而制造坯体。
接着，端面加工工序中，将坯体的内径和外径各切削加工1mm。
而后，镜面加工工序中，在预设于双面磨削机的运载装置的料兜内，放置所述端面加工后的坯体，由pva磨石(日本特殊研砥株式会社制4000号)磨削加工(镜面加工)至目标板厚。通过进行该镜面加工工序而制造基片。
使用制造的no.1～16、24～27的基片，求得表面上金属间化合物所占的面积率，和表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计，并且以如下方式测量表面的金属间化合物的绝对最大长度、杨氏模量、和屈服强度。另外，按以下方式评价形成于基片的表面的无电解镀ni－p膜的平滑性。
(表面上金属间化合物所占的面积率，表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计)
表面上金属间化合物所占的面积率，表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计，以如下方式测量。使用日本电子株式会社制fe－sem(fieldemissionscanningelectronmicroscope，型号jsm－7001f)，使加速电压为15kv，以200倍拍摄20个视野的组成像。而后，使用附属的分析系统“analysisstation3,8,0,31”、和粒子分析软件“ex－35110粒子分析软件ver.3.84”，计算由fe－sem得到的组成像中的单质si、mg－si系金属间化合物、al－fe系金属间化合物等的面积率。另外，通过适宜合计计算出的金属间化合物的面积率，而计算出表面上金属间化合物所占的面积率。
(表面的金属间化合物的绝对最大长度)
表面的金属间化合物的绝对最大长度是在计算所述表面上金属间化合物所占的面积率时，测量由sem的compo像观察而确认到的相应粒子上相隔最远的2点间的距离。
(杨氏模量)
杨氏模量依据jisz2280：1993(金属材料的高温杨氏模量试验方法)，制作以轧制平行方向为纵长方向的60mm×10mm×1mm厚的试验片，使用该试验片进行测量。测量中，试验装置使用日本テクノプラス社制jert型，在大气气氛下，以室温通过自由共振法进行。
杨氏模量在80gpa以上的评价为“◎”，73gpa以上并低于80gpa的评价为“○”，低于73gpa的评价为“×”。◎和○为合格，×为不合格。
(屈服强度)
还有，由制造的圆环状的基片制造屈服强度测量用的试验片由于形状和尺寸上的理由而有困难。因此，切下冷轧板的一部分，进行相当于矫正退火的400℃、3小时的退火之后，依据jisz2241：2011(金属材料拉伸试验方法)，制作以轧制平行方向为纵长方向的jis5号试验片，通过进行金属材料拉伸试验而求得。
屈服强度在120mpa以上的评价为“◎”，100mpa以上、低于120mpa的评价为“○”，90mpa以上、低于100mpa的评价为“△”，低于90mpa的评价为“×”。◎、○和△为合格，×为不合格。还有，由坯体制作按照与jis5号试验片相似的尺寸比缩小的试验片，测量也为相同的值。
(形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性)
对于制造的基片，以碱清洗剂(上村工业株式会社制ad－68f)进行70℃、5分钟的脱脂处理后，用纯水洗净。接着，以软式蚀刻剂(上村工业株式会社制ad－101f)，进行68℃、2分钟的酸蚀刻处理后，用纯水洗净。
然后，以30％硝酸进行剥黑膜处理，继此之后再使用锌酸盐处理液(上村工业株式会社制ad－301f－3x)，进行20℃、30秒的锌酸盐处理。之后，先用30％硝酸使zn溶解后，再度使用所述锌酸盐处理液，进行20℃、15秒的锌酸盐处理。而后，使用ni－p镀液(上村工业株式会社制ニムデン(注册商标)hdx)，以90℃、2小时这样的条件，进行无电解镀ni－p处理，形成厚度为10μm左右的无电解镀ni－p膜。
对于形成有无电解镀ni－p膜的基片的镀覆表面，用ブルカー社制contourgtx3(非接触式三维光干涉型表面形状粗糙度仪)，以物镜×50，fov×1，vsi模式测量表面。在镀膜表面，宽3μm以上、深1μm以上的凹坑的数量为0～4个/mm2的，评价为“◎”，5～10个/mm2的评价为“○”，11个/mm2以上的评价为“×”。◎和○为合格，×为不合格。
还有，对于无电解镀ni－p膜形成后的基片，使用硅胶系的浆料(株式会社フジミインコーポレーティッド制disklitez5601a)，和衬垫(カネボウ株式会社(现アイオン株式会社)制的n005872d)进行研磨(磨光)，即使将此表面用于评价，与所述无电解镀ni－p膜形成后的评价结果相比也没有变化。
表2中，显示对于no.1～16、24～27的基片进行的测量结果和评价结果(还有，如前述，因为no.17～23的基片发生热裂纹，所以对于杨氏模量、屈服强度、形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性未进行评价和测量。)。在此，表2中的下划线表示不满足本发明的第一实施方式的要件。
[表1]
(※)余量是al和不可避免的杂质。
[表2]
(※)关于金属间化合物的面积率，使用没有裂纹的部分进行研磨，测量。
如表2所示，no.1～13的基片，因为满足本发明的第一实施方式的要件，所以可确认到发挥出本发明预期的效果(均为实施例)。
具体来说，no.2、5、6、12的基片，可确认到杨氏模量良好的结果，刚性优异。另外，它们也满足作为坯体所要求的屈服强度值。
另外，no.1～13的基片，可确认形成于表面的无电解镀ni-p膜的平滑性优异。
其中，no.11～13的基片，因为适量含有cu、zn，所以可确认形成于表面的无电解镀ni-p膜的平滑性处于高的倾向。
另一方面，如表2所示，no.14～16、24～27的基片，因为不满足本发明的第一实施方式的要件，所以不能起到本发明预期的效果(均为比较例)。例如，no.14、24～27的基片，形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性差。no.15、16的基片，为杨氏模量不良的结果，刚性差。
更具体地说，no.14的基片，因为si量高于上限，mg量也比较多，所以表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计高于上限。因此，no.14的基片，形成于表面的无电解镀ni－p膜的凹坑数量增加，平滑性差。另外，no.14的基片，屈服强度低，强度差。
no.15的基片，因为mg量高于上限，所以杨氏模量低，刚性差。
no.16的基片，因为表面上金属间化合物所占的面积率低于下限，所以杨氏模量低，刚性差。
no.24～27的基片，因为表面占据的单质si和mg－si系金属间化合物的面积率的合计高于上限，所以形成于表面的无电解镀ni－p膜的凹坑数增加，平滑性差。另外，no.24～27的基片，屈服强度低，强度差。
还有，如前述，no.17～23的基片，因为发生热裂纹，所以不能制造(均为比较例)。
具体来说，no.17的基片，因为fe、mn、ni的合计量高于上限，所以发生热裂纹。
no.18的基片，因为fe量高于上限，所以发生热裂纹。
no.19的基片，因为mn量高于上限，所以发生热裂纹。
no.20的基片，因为ni量高于上限，所以发生热裂纹。
no.21的基片，因为cu量高于上限，所以发生热裂纹。
no.22的基片，因为zn量高于上限，所以发生热裂纹。
no.23的基片，因为cu量和zn量高于上限，所以发生热裂纹。
接着，对于本发明的第二实施方式的示例进行说明。
使用表3的no.28～60所示的化学组成(质量％)的al合金，以如下方式，制造no.28～42、57～60的基片。还有，no.43～56因为发生热裂纹，所以不能制造基片(参照表4)。在此，表3中的“-”表示未添加该成分，低于检测极限值，下划线表示不满足本发明的要件。另外，表3的“fe、mn、ni的合计量”和“cr、ti、zr的合计量”的计算中，“-”所示的含量作为0质量％进行计算。
基片按顺序进行铸造工序、均质化热处理工序、热轧工序、冷轧工序、冲孔工序、矫正退火工序、端面加工工序、镜面加工工序而制造。各工序的具体的条件如下。
铸造工序中，以750℃熔化材料，进行铸造。得到的铸块，进行2mm/单侧的表面切削。
均质化热处理工序中，对于no.28～56，以540℃进行8小时，对于no.57～60，以450℃进行8小时，从炉中取出后，在5分钟以内开始热轧。
热轧工序中，对于no.28～56，使开始温度为520～540℃，结束温度为300～330℃，并以轧制后的板厚为3mm的方式进行。对于no.57～60，使开始温度为430～450℃，结束温度为300～330℃，并以轧制后的板厚为3mm的方式进行。还有，对于在该热轧工序中发生热裂纹的(no.43～56)，为了调查表面上金属间化合物所占的面积率，与表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计，使用没有裂纹的部分进行研磨，如后述这样测量金属间化合物的面积率等。还有，无论是测量热轧后的热轧板，还是测量矫正退火后的坯体，金属间化合物的面积率的值都不变。
冷轧工序、冲孔工序、矫正退火工序、端面加工工序和镜面加工工序，在与第一实施方式的示例相同的条件下进行，由此制造基片。
使用制造的no.28～42、57～60的基片，求得表面上金属间化合物所占的面积率，与表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计，并且与第一实施方式的示例的情况同样地测量表面的金属间化合物的绝对最大长度、杨氏模量、屈服强度。另外，与第一实施方式的示例的情况同样地评价形成于基片的表面的无电解镀ni－p膜的平滑性。
表4中，显示对于no.28～42、57～60的基片进行的测量结果和评价结果(还有，如前述，因为no.43～56的基片发生热裂纹，所以关于杨氏模量、屈服强度、形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性未进行评价和测量。)。在此，表4中的下划线表示不满足本发明的第二实施方式的要件。
[表3]
(※)余量是al和不可避免的杂质。
[表4]
(※)关于金属间化合物的面积率，使用没有裂纹的部分进行研磨，测量。
如表4所示，no.28～39的基片，因为满足本发明的第二实施方式的要件，所以可确认发挥出本发明预期的效果(均为实施例)。
具体来说，no.28、29、31～33、36、38的基片，可确认到杨氏模量良好的结果，刚性优异。另外，它们也满足作为坯体所要求的屈服强度值。
另外，no.28～39的基片，可确认形成于表面的无电解镀ni-p膜的平滑性优异。
其中，no.39的基片，因为适量含有cu、zn，所以可确认形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性处于高的倾向。
另一方面，如表4所示，no.40～42、57～60的基片，因为不满足本发明的要件，所以确认到杨氏模量或形成于表面的无电解镀ni－p膜的平滑性差(均为比较例)。
具体来说，no.40的基片，因为mg量高于上限，所以杨氏模量低，刚性差。
no.41的基片，因为si量高于上限，所以表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计高于上限。因此，no.41的基片，形成于表面的无电解镀ni－p膜的凹坑个数增加，平滑性差。另外，no.41的基片，屈服强度低，强度差。
no.42的基片，因为表面上金属间化合物所占的面积率低于下限，所以杨氏模量低，刚性差。
no.57～60的基片，因为表面上单质si和mg－si系金属间化合物所占的面积率的合计高于上限，所以形成于表面的无电解镀ni－p膜的凹坑个数增加，平滑性差。另外，no.57～60的基片，屈服强度低，强度差。
还有，如前述，no.43～56的基片，因为发生热裂纹，所以不能制造(均为比较例)。
具体来说，no.43的基片，因为mn量高于上限，所以发生热裂纹。
no.44的基片，因为ni量高于上限，另外，fe、mn、ni的合计量也高于上限，所以发生热裂纹。
no.45的基片，因为fe、mn、ni的合计量高于上限，所以发生热裂纹。
no.46的基片，因为fe量高于上限，所以发生热裂纹。
no.47～49的基片，因为cr、ti、zr的合计量高于上限，所以发生热裂纹。
no.50的基片，因为cr量高于上限，所以发生热裂纹。
no.51的基片，因为ti量高于上限，所以发生热裂纹。
no.52的基片，因为zr量高于上限，所以发生热裂纹。
no.53的基片，因为cr、ti、zr的合计量高于上限，所以发生热裂纹。
no.54的基片，因为cu量高于上限，所以发生热裂纹。
no.55的基片，因为zn量高于上限，所以发生热裂纹。
no.56的基片，因为cu量和zn量高于上限，所以发生热裂纹。
还有，发生热裂纹no.43～56的基片，表面上所述金属间化合物所占的面积率均高于上限。
参照特定的方式，详细地说明了本发明，但满足本发明的精神和范围可以进行各种变更和修改，这对本领域技术人员来说很清楚。
还有，本申请基于2016年3月25日申请的日本专利申请(特愿2016－062743)，2016年4月4日申请的日本专利申请(特愿2016－075126)，和2016年12月8日申请的日本专利申请(特愿2016－238380)，其整体通过引用援引。