Cu-Ga合金溅射靶材的制作方法

Cu-Ga合金溅射靶材的制作方法
【专利摘要】提供一种高强度的柱状晶Cu?Ga合金的溅射靶材，其含有含量为25.0原子％以上且29.5原子％以下的Ga，且余量由Cu和不可避免的杂质构成，ζ相的(112)面的取向率为25％～60％。
【专利说明】
Cu-Ga合金瓣射革田材
技术领域
[0001] 本发明设及一种化-Ga合金瓣射祀材。尤其是，本发明设及一种在形成作为薄膜太 阳能电池层的光吸收层的Cu-In-Ga-Se(W下，记为CIGS)四元合金薄膜时所使用的化-(?合 金瓣射祀材。
【背景技术】
[0002] 近年，作为薄膜太阳能电池，高光电转换效率的CIGS系太阳能电池的大规模量产 正在取得进展。CIGS系薄膜太阳能电池通常具有将背电极、光吸收层、缓冲层W及透明电极 等顺次积层的结构。作为该光吸收层的制造方法，蒸锻法和砸化法是公知的。W蒸锻法制造 的太阳能电池具有高转换效率的优点，但具有成膜速度低、成本高、低生产性的缺点，砸化 法则适用于产业上的大规模生产。
[0003] 砸化法的简要工序如下。首先，在碱石灰玻璃基板上形成钢电极层，在其上瓣射沉 积化-Ga层和In层后，通过砸化氨气体下的高溫处理形成CIGS层。在由该砸化法形成CIGS层 的形成工序中瓣射沉淀化-(?层时，使用了化-(?合金瓣射祀材。
[0004] 作为瓣射祀材的形状，有平板形和圆筒形状。圆筒形祀材，由于通过W圆柱轴线为 中屯、进行旋转而使整个表面被侵蚀，因此材料的利用率比平板形祀材高，而且由于通过连 续改变等离子体照射表面而能够有效冷却，因此可维持高输出，提高量产性。然而，圆筒形 祀材与平板形祀材相比，由于形状复杂而制造难度高，制造时发生开裂和缺损的危险性变 高。如果在瓣射中发生开裂或缺损，由此产生的碎片和裂纹而成为颗粒和异常放电发生的 原因。此外，具有在运输或瓣射过程中不易破损的高强度也是对平板形祀材的额外要求。
[0005] 其中，作为Cu-Ga合金祀材的制造方法，烙解铸造法和粉末烧结法是公知的。粉末 烧结法中存在不可避免的空孔。空孔不仅造成异常放电，也使高密度化变得困难，成为在切 削或瓣射时产生开裂和缺损的原因。特开2008-138232号公报(专利文献1)中公开了为防止 造成开裂的偏析，将高浓度Ga粉末和低浓度Ga粉末混合并烧结、形成两相组织的方法，但工 艺复杂且成本高。
[0006] 另一方面，关于烙解铸造法，特开2000-073163号公报(专利文献2)中记载了，通过 烙解法将Ga的组分设为15重量％-70重量％而铸造的Cu-(ia合金;还记载了作为该Cu-(ia合 金的制造方法，利用具有加热单元和冷却单元的铸型，控制溫度使其达到不产生脆性开裂 和偏析的冷却速度，通过烙解法进行铸造的方法。由于通过该方法得到的Cu-Ga合金不具有 脆性和偏析，因此成型容易且能够加工成任意形状。
[0007] 特开2013-76129号公报(专利文献3)中记载了，通过烙解铸造形成为圆筒的、Ca浓 度为27wt%W上且30wt%W下的Cu-Ga合金的瓣射祀材。该瓣射祀材的组织在平行地切割 所述瓣射祀材的凝固面的切面中为等轴状的特征。也记载了该瓣射祀材品质高且可量产。 [000引现有技术文献
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献1特开2008-138232号公报
[0011] 专利文献2特开2000-73163号公报
[0012] 专利文献3特开2013-76129号公报

【发明内容】

[0013] 发明所要解决的课题
[0014] 基于制造圆筒形祀材，考虑到烙解铸造法比粉末烧结法更适用，但上述任何文献 中关于祀材的强度的研究都不充分。
[0015] 专利文献2中虽然记载了控制溫度使其达到不产生脆性开裂和偏析的冷却速度， 但仅对冷却速度的控制，不能控制引起瓣射时的异常放电的缩孔的产生。因为，在诱铸金属 液体的铸造方法中，在凝固过程中保持一定的凝固速度是困难的，即使使其从铸型底部定 向凝固，在铸型上部，由于释放的凝固潜热使凝固速度变小，也会产生较多缩孔。而且，专利 文献2中记载了将冷却速度控制在1.0X l(Ti°C/sec~1.5X l(T2°C/sec的范围内，但由于冷 却速度慢，W该冷却速度得到的结晶组织为等轴晶。等轴晶不具有高的强度。此外，专利文 献2中没有关于圆筒形祀材的记载。
[0016] 专利文献3中虽然具体地记载了圆筒形祀材，但是由于其与专利文献2相同，结晶 组织为等轴晶，不能得到具有足够强度的祀材。
[0017] 本发明是鉴于上述情况而产生的，将提供一种具有高强度的化比例高的Cu-Ga合 金瓣射祀材作为课题。此外，特别是将提供一种为圆筒形的高强度的化-Ga合金瓣射祀材作 为课题。
[0018] 解决技术问题的手段
[0019] 本发明人为解决上述课题进行了深入研究，发现了化-(?合金为柱状晶，且通过将 ζ相的（112)面的取向率控制在25 %~60 %内，即使是Ga比例高的Cu-Ga合金也易于表现出 高强度，从而完成了本发明。
[0020] 因此，本发明的一个方案为，一种柱状晶的Cu-(ia合金瓣射祀材，其含有含量为 25.0原子％ W上且29.5原子％ W下的Ga，且余量由化和不可避免杂质构成，其特征在于，用 X射线衍射中的ζ相的（100)面、（002)面、（101)面、（102)面、（110)面、（200)面、（112)面、 (201)面W及(004)面的各衍射峰的测定强度分别除WJCPDS卡片编号44-1117中记载的所 述各衍射峰对应的结晶面的标准强度后得到的值的总和作为(Α)，并且，用通过X射线衍射 的ζ相的（112)面的衍射峰强度除WJCPDS卡片编号44-1117中记载的（112)面的衍射峰标准 强度后的值作为(Β)时，通过(Β)/(Α)求得的C相的（112)面的取向率为25%~60%。
[0021 ]本发明所设及的瓣射祀材的另一个方案，相对密度为99.0~100%。
[0022] 本发明所设及的瓣射祀材的另一个方案，所述不可避免的杂质的含氧量为50质量 ppmW下，所述不可避免的杂质的含碳量为30质量卵mW下。
[0023] 进一步，本发明所设及的瓣射祀材的另一个方案，为板状或圆筒形状。
[0024] 进一步，本发明所设及的瓣射祀材的另一个方案，为圆筒形状。
[0025] 进一步，在本发明所设及的瓣射祀材的另一个方案，通过铸造形成。
[0026] 发明效果
[0027] 通过本发明，可提供一种具有高强度的Ga比例高的Cu-(ia合金瓣射祀材。此外，特 别是可提供一种为圆筒形的由Cu-Ga合金制成的，具有高强度的Cu-(ia合金瓣射祀材。具体 地，可提供一种在Ga含量为25. ο原子％~29.5原子％的加-(}曰合金中抗弯强度高的瓣射祀 材。本发明所设及的瓣射祀材为圆筒形时，其效果被更显著地表现出来。本发明所设及的瓣 射祀材搬运或瓣射时不易破损，实用性优异。
【附图说明】
[002引图1是化-(?系合金的状态图。
[0029] 图2是本发明所设及的化-(?合金瓣射祀材剖面的微观组织的一个例子。
[0030] 图3是现有技术中的化-(?合金瓣射祀材剖面的微观组织的一个例子。
[0031] 图4是由ΕΡΜΑ得到的本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀剖面的背散射电子像 (COMro像)的一个例子(倍率:50倍）。
[0032] 图5是由ΕΡΜΑ得到的现有技术中的Cu-(ia合金瓣射祀剖面的背散射电子像(C0MP0 像)的一个例子(倍率:50倍）。
[0033] 图6是由X射线衍射测得的本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀剖面的衍射峰的一个 例子(倍率:50倍）。
[0034] 图7是由X射线衍射测得的现有技术中的Cu-Ga合金瓣射祀剖面的衍射峰的一个例 子(倍率:50倍）。
[0035] 图8是示出实施例中使用的立式连续铸造装置的结构的示意图。
[0036] 图9是示出比较例中使用的重力铸造装置的结构的示意图。
【具体实施方式】
[0037] 从图1的化-(?系合金的状态图可知，化(α)相Ga含量为0~20.6原子％、β相Ga含量 为19.3原子％~27.5原子％、討配a含量为20.5 %~22.5原子％、丫相Ga含量为29.5原子％ ~34.7原子％、丫1相6日含量为29.8原子％~37.4原子％、丫2相6日含量为33.9原子％~ 37.7原子％、丫 3相Ga含量为37.5原子％~42.7原子％等。
[003引（组分）
[0039] 本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材在一个实施方式中，其组分为，含有25.0原 子％^上且29.5原子％ W下的Ga，且余量由Cu和不可避免的杂质构成。(?的含量虽然是根 据形成制造 CIGS系太阳能电池时所必需的Cu-Ga合金瓣射膜的要求而确定的，但是本发明 的一个特征在于，较高地设定Ga的含量。从Cu-Ga系的状态图可看出，随着Ga的含量变高，C 相中丫相的比例增加，但由于丫相比ζ相脆，因此难W确保强度。本发明中，由于适当控制晶 体结构和运两相中具有较高延展性的ζ相的（112)面的取向率，即使Ga的含量较高，也能成 功地得到高的强度。通过化-(?系的状态图，(?的含量为27.5原子％ W上时，丫相占据优势， 因此，根据本发明，特别是当Ga的含量为27.5原子％ W上时，明显地表现出强度提高的效 果。
[0040] 本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材在另一个实施方式中，不可避免的杂质的氧 含量为50质量ppmW下，优选为30质量卵mW下。基于运样的构成，通过减少成为瓣射祀材的 开裂起点的氧化物、W及含碳微粒与碳元素的化合物等，能够提高瓣射祀材的强度。
[0041] (晶体结构）
[0042] 本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材的特征在于，其为柱状晶。在一个实施方式 中，可具有由Ca固溶于Cu中的丫相或C相混合组成的柱状晶。由于形成柱状晶，与等轴晶相 比能够具有更高的强度。通过图2及图3所示出的金相组织的宏观观察，可看见线状的晶界， 由此可确认柱状晶。此外，本发明所设及的Cu-Ga合金为丫相和C相的混合相，运是可从Cu- Ga系的状态图得到的。仅为丫相时硬而脆，通过与相对初性的钟目混合成为混合相，可得到 初性组织。
[00创（组织）
[0044] 利用ΕΡΜΑ的背散射电子像(C0MP0像)来观察本发明所设及的Cu-(ia合金瓣射祀材 的剖面的微观组织，可确认如图4及图5所示的两相组织（图4及图5中，化-Ga合金的Ga浓度 为28原子％ )。图4及图5的黑色部分为C相，白色部分为丫相。
[0045] (晶体取向及晶体面的取向率）
[0046] 用X射线衍射中的ζ相的（100)面、（002)面、（101)面、（102)面、（110)面、（200)面、 (112)面、（201)面W及(004)面的各衍射峰的测定强度分别除WJCPDS卡片编号44-1117中 记载的所述各峰对应的结晶面的标准强度后得到的值的总和作为(Α)，并且，用通过X射线 衍射的ζ相的（112)面的衍射峰强度除WJCPDS卡片编号44-1117中记载的（112)面的衍射峰 标准强度后的值作为(Β)时，通过(Β)/(Α)求得的C相的（112)面的取向率为25%~60%。W 下示出该取向率的计算公式。
[0047] (112)面的取向率：（Β)/(Α) = {(112)面测定强度/(112)面标准强度}/{(100)面测 定强度/(100)面标准强度+(002)面测定强度/(002)面标准强度+(101)面测定强度/(101) 面标准强度+(102)面测定强度/(102)面标准强度+(110)面测定强度/(110)面标准强度+ (200)面测定强度/(200)面标准强度+(112)面测定强度/(112)面标准强度+(201)面测定强 度/(201)面标准强度+(004)面测定强度/(004)面标准强度}Χ 100%
[0048] 若ζ相的（112)面的取向率小于25%，则产生瓣射祀材的抗弯强度降低的问题。此 夕h本发明中ζ相的（112)面的取向率典型地为60% W下。
[0049] 图6中示出了通过X射线衍射测定本发明所设及的化-Ga合金瓣射祀材剖面的衍射 峰的一个例子。此外，图7中示出了通过X射线衍射测定现有技术的Cu-Ga合金瓣射祀剖面的 衍射峰的一个例子。
[0050] (相对密度）
[0051] 通常，使烧结件的相对密度在95% W上为目标。运是由于，如果相对密度低，则瓣 射过程中内部空孔露出时，由W空孔周边为起点的飞瓣和异常放电引起的到膜的粒子的产 生和表面凹凸化的进展提前进行，容易引起W表面突起(Nodule)为起点的异常放电等。铸 件的相对密度大致可达到100%，其结果是，具有能够抑制产生瓣射中的不同的粒子的效 果。运是铸件的一个主要优点。由于本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材可通过铸造来制 造，因此能够具有高的相对密度。例如，本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材在一个实施方 式中，其相对密度能够达到99.0% W上，优选99.5% W上，进一步优选100%，例如能够达到 99 ~100%。
[0052] (抗弯强度）
[0053] 本发明所设及的Cu-fei合金瓣射祀材在一个实施方式中，遵从JIS R1601:2008标 准测得的3点弯曲强度为350MPaW上。本发明所设及的Cu-(ia合金瓣射祀材在一个优选的实 施方式中，遵从JIS R1601:2008标准测得的3点弯曲强度为360M化W上。本发明所设及的 化-Ga合金瓣射祀材在一个更优选的实施方式中，遵从JIS R1601:2008标准测得的3点弯曲 强度为370MPaW上。本发明所设及的化-(?合金瓣射祀材在一个更优选的实施方式中，遵从 JIS R1601:2008标准测得的3点弯曲强度为380MPaW上。本发明所设及的化-(?合金瓣射祀 材在典型的实施方式中，遵从JIS R1601:2008标准测得的3点弯曲强度为350~410M化W 上。
[0054]本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材，例如可作为板状或圆筒形状而提供。此外， 由于具有高强度，易于加工成所要求的形状。
[005引（铸造法）
[0056] 对本发明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材的合适的制造方法的例子进行说明。本发 明所设及的Cu-Ga合金瓣射祀材，例如可使用如图8所示的具有高频感应加热装置、石墨相 蜗和水冷探针的结构的立式连续铸造装置30进行制造。在石墨相蜗31内烙化祀材原料，将 该烙融金属38诱铸到设置于相蜗底部的、与引锭34-起拉拔的铸型20内，并进行连续冷却， 由此可连续制造 Cu-Ga合金的铸件（空屯、巧）39。根据引锭34的形状，可使铸件39的形状变 化。例如，如果将引锭设为圆筒形状，则可得到圆筒形的铸件39。如果将引锭34设为平板状， 则可得到平板状的铸件39。对得到的铸件39进一步进行机械加工和抛光，也可得到所要求 的形状的化-(?合金瓣射祀材。
[0057] 水冷铜套33作为使铸造空间从外周侧冷却的冷却部，被设置于相蜗31的外周侧。 此时，由于形成了冷却介质不直接与烙融金属38接触的结构，即使发生金属液泄露也不会 存在水蒸气爆炸的危险。相蜗31中设置有导入惰性气体的惰性气体导入部42,使烙融金属 38内的氧分压降低。
[0058] 相蜗31的外周设置有加热装置45。相蜗31的壁部设置有相蜗溫度控制用热电偶 44。烙融金属溫度测定用热电偶43,用于测定从相蜗31向铸造空间供给烙融金属38的烙融 金属供给部位的烙融金属溫度，W收纳于特定的保护管内的状态通过贯通柱状的铸忍32的 上表面而形成的热电偶保护管插入口，并到达烙融金属供给部位。用于从内周侧冷却铸造 空间的水等多根冷却介质探针46,从冷却介质探针插入口 36呈同屯、圆状插入到铸忍32的内 部。立式连续铸造装置30,通过使直接从金属烙化炉供给到铸型20及配置于铸型20内侧的 铸忍32之间的烙融金属38冷却并凝固，形成铸件39,利用拉拔装置47从铸型20及铸忍32拉 拔引锭34，从而进行连续铸造得到铸件。
[0059] 其中，在控制晶体结构和晶体生长方向、进一步防止缩孔、确保强度的基础上，控 制铸件的拉拔速度及凝固界面上的冷却速度[°C/sec]是很重要的。通过提高拉拔速度，促 进定向凝固，可生长柱状晶。此外，ζ相也受到冷却速度的影响，当定向凝固中的冷却速度高 时，通过细长且微小的ζ相的急速生长，可获得晶体不易开裂之优点。
[0060] 具体地，优选将拉拔速度设置为30~120mm/min，更优选设置为60~120mm/min，进 一步优选设置为90~120mm/min。此外，将Cu-fei合金的凝固溫度±50°C的冷却速度平均设 置为1.7~14.5°C/sec。优选将该冷却速度设置为3.3~14.5°C/sec，更优选设置为5.0~ 14.5°C/sec。
[0061] 可W边重复拉拔装置的驱动和停止边进行拉拔操作。本发明中，拉拔速度是指从 相对于驱动和停止的全部时间、拉拔后的铸件的长度算出的值。可通过控制拉拔装置内的 夹送漉48的旋转速度来使拉拔速度变化。当驱动和停止的平衡差时，即使W相同的拉拔速 度，也可能得不到所要求的组织，因此驱动时间和停止时间可被设置为，例如驱动时间/停 止时间=0.1~0.5，典型地可W设置为0.15~0.4。此外，可改变拉拔速度来控制冷却速度。 凝固界面的冷却速度rC/sec) =[溫度梯度rC/mm)]X [拉拔速度(mm/min)]/60(sec)。该 式的含义为，在溫度梯度为一定时，冷却速度与拉拔速度成比例增大。溫度梯度由铸型和铸 忍中插入的热电偶的测溫距离和它们的溫度差求得。具体为，用直线连接测量点进行插补， 制作曲线图（横轴:热电偶位置，纵轴:溫度），求得烙点± 5(TC范围的溫度梯度。
[0062] 实施例
[0063] W下，举出实施例W更好地理解本发明及其优点，但本发明不受运些实施例的限 定。
[0064] (1.立式连铸铸造 :实施例1~6、比较例1)
[0065] 使用如图8所示的具有高频感应加热线圈、石墨相蜗和水冷探针的结构的立式连 续铸造装置，制造了外径159mm、厚度14mm、高度650mm的圆筒形Cu-fei合金瓣射祀材。
[0066] 将各组分的Cu-Ga合金原料35kg导入相蜗内，在氣气气氛中将相蜗内加热到1100 °C。该高溫加热的目的是使设置于相蜗底部的圆筒状的引锭与化-Ga合金烙融金属烙接。
[0067] 原料烙化后，将烙融金属溫度降低到960°C，当烙融金属溫度与相蜗溫度稳定时， 开始拉拔引锭。通过拉出引锭，连续地拉出了凝固的圆筒状的铸件。拉拔模式为，对拉拔装 置驱动0.5秒、停止2.5秒，如此反复地运行，通过使频率变化，而使拉拔速度变化，从而使冷 却速度变化。表1示出了冷却速度。拉拔时，为防止在凝固界面附近产生缩孔，将拉拔速度限 制在120mm/minW下W使冷却速度不会过大。此外，该冷却速度rC/sec)可通过公式:溫度 梯度rC/mm)X拉拔速度(mm/min)/60(sec)而变得清楚，求得该溫度梯度时，连接图表中凝 固溫度巧0°C的点和凝固溫度-50°C的点，除W它们之间的位置差(mm)，从而求得。表1示出 得到的化-(?合金的各(?含量(原子％ )。
[006引 < 晶体结构〉
[0069] 抛光与凝固方向和圆筒的中屯、轴方向平行的剖面，用硝酸和盐酸腐蚀，通过目视 及实体显微镜进行了观察。如图2及图3所示，从圆筒状铸锭的外周侧及内周侧的散热部分 凝固并生长的晶界在板厚度的中央附近相互碰撞的位置判断为柱状晶，晶界呈斑点状分布 的位置判断为等轴晶。（运里，散热部分指与铸锭接触的铸型、铸忍W及冷却空间。）
[0070] <晶体取向〉
[0071] 用水砂纸对试料进行湿式抛光至#2400,进行干燥成为测定试料。用理学电机(株） 社制RINT-2200，在管球:化，管电压:40kV，管电流:40mA，扫描范围（2目）：20°~100°，狭缝大 小：发散(DS)[mm]、防散射(SS)[mm]、接收(RS)[mm]，测定步骤(20):0.02°，扫描速度:4°/ min的条件下进行了 X射线衍射。
[0072] <微观组织〉
[0073] 用ΕΡΜΑ(日本电子制，装置名：XJA-8500F)的背散射电子像(C0MP0像)观察了与圆 筒的中屯、轴方向垂直的剖面的微观组织。黑色部分为ζ相，白色部分为丫相。
[0074] <不可避免的杂质中氧、碳含量〉
[0075] 对于得到的构成瓣射祀材的Cu-Ga合金，通过红外吸收法化ECO社制，装置名： CS6000)测定0的浓度，通过红外吸收法(LEC0社制，装置名:CS844)测定C的浓度。
[0076] <相对密度〉
[0077] 通过阿基米德法测定得到的瓣射祀材的密度，求出相对于由组分确定的理论密度 的百分比（％)，作为相对密度。
[0078] <抗弯强度〉
[0079] 遵从JIS R1601:2008标准测定了得到的瓣射祀材的3点弯曲强度。将试验夹具设 置为化-30。从各祀材切出5个试验片进行抗弯强度测定。将沿祀材的长度方向切出的板材 作为试验片，沿与长度方向垂直的方向施加压力进行测定。长度方向是指祀材的安装方向， 即背板和背衬管的方向。
[0080] (2.重力铸造:比较例2~5)
[0081] 利用如图9所示的具有石墨相蜗51、中间包52W及铸型53的重力铸造装置50,制造 外径为162mm、厚度为18mm、高度为630mm的圆筒形的Cu-Ga合金瓣射祀材。将44kg的Cu-Ga合 金原料(Cu的纯度为4N、Ga的纯度为4N)导入相蜗51中，将铸造装置50内设为10化左右的真 空气氛，加热至1300°C。之后，经过中间包52将相蜗51内的烙融金属诱入铸型中。
[0082] 由于从中间包52诱入铸型的烙融金属在铸型底部飞瓣，铸锭的下部会残留空孔。 此外，由于随着从铸型底部散热在上方凝固的推进，被释放的凝固潜热积累，导致铸锭上部 也多有发生缩孔的倾向。因此，评价质量时，从距铸锭的底部100~350mm的位置取样。
[0083] 比较例2~5中，冷却速度通过监测插入铸型的热电偶（设置在距底面300mm和 600mm的位置)的溫度变化并绘制溫度VS时间的曲线图而求得。在诱铸的烙融金属的溫度下 降的过程，释放凝固潜热，图上的溫度梯度变缓，随着该潜热的散去溫度梯度再次变睹。将 示出了如上所述变化的曲线的拐点的切线斜率作为该热电偶位置的冷却速度rC/sec]。因 此，冷却速度是各热电偶位置的测定值。表1中记载的冷却速度记载了得到的测定值的平均 值。
[0084] 关于得到的圆筒形的瓣射祀材，与之前同样，评价了其晶体结构、晶体取向、相对 密度W及抗弯强度。
[0085] (3.考察）
[0086] 表1示出了试验条件及评价结果。此外，由X射线衍射测定的C相的各面的取向率示 于表2。表帥记载的ζ相的（112)面的取向率是，用X射线衍射中的ζ相的（100)面、（002)面、 (101)面、（102)面、（110)面、（200)面、（112)面、（201)面W及(004)面的各衍射峰的测定强 度分别除WJCPDS卡片编号44-1117中记载的所述各峰对应的结晶面的标准强度后得到的 值的总和作为(Α)，并且，用通过X射线衍射的C相的（112)面的衍射峰强度除WJCPDS卡片编 号44-1117中记载的（112)面的衍射峰标准强度后的值作为(Β)时，通过(Β)/(Α)求得的值。
[0087] ζ相的（112)面的取向率与比较例相比，其值较大的实施例1~6的瓣射祀材的抗弯 强度高。金属组织中的ζ相聚集在特定的面取向，同时扩散深入到其外部存在的丫相中，由 此可得到单相中所得不到的强度的提高。即通过初性组织连接脆性组织，或通过相反的情 况，利用ζ相的初性来弥补γ相的脆性的效果，单相时的脆性和硬度低很难反映在抗弯强度 上。此外，由于比较例2~5重力铸造中冷却速度较低，其虽然柱状晶，但是C相的（112)面的 取向率小，因此不能得到高的抗弯强度。
[008引[表1]
[0089]
[0090] [表 2]
[0091]
[0092] 附图标记说明
[0093] 20 铸型
[0094] 30立式连续铸造装置
[0095] 31 相蜗
[0096] 32 铸忍
[0097] 33水冷铜套 [009引：34引锭
[0099] 36冷却介质探针插入口
[0100] 38烙融金属
[0101] 39 铸件(巧）
[0102] 42惰性气体导入装置
[0103] 43烙融金属溫度测定用热电偶
[0104] 44相蜗溫度测定用热电偶
[0105] 45加热装置
[0106] 46冷却介质探针
[0107] 47拉拔装置
[010引 48夹送漉
[0109] 50重力铸造装置
[0110] 51 相蜗
[0111] 52中间包
[0112] 53 铸型
【主权项】
1. 一种柱状晶的Cu-Ga合金的溅射靶材，其含有含量为25.0原子％以上且29.5原子％ 以下的Ga，且余量由Cu和不可避免的杂质构成，其特征在于， 用X射线衍射中的ζ相的（100)面、（002)面、（101)面、（102)面、（110)面、（200)面、（112) 面、（201)面以及(004)面的各衍射峰的测定强度分别除以JCPDS卡片编号44-1117中记载的 所述各衍射峰对应的结晶面的标准强度后得到的值的总和作为(Α)，并且， 用通过X射线衍射的ζ相的（112)面的衍射峰强度除以JCH)S卡片编号44-1117中记载的 (112)面的衍射峰标准强度后的值作为(B)时， 通过(B)/(A)求得的ζ相的（112)面的取向率为25%~60%。2. 如权利要求1所述的溅射靶材，其特征在于， 所述溅射靶材的相对密度为99.0~100 %。3. 如权利要求1所述的溅射靶材，其特征在于， 所述不可避免的杂质的含氧量为50质量ppm以下，所述不可避免的杂质的含碳量为30 质量ppm以下。4. 如权利要求1所述的溅射靶材，其特征在于， 所述溅射靶材为板状或圆筒形状。5. 如权利要求4所述的溅射靶材，其特征在于， 所述溅射靶材为圆筒形状。6. 如权利要求1~5中任一项所述的溅射靶材，其特征在于， 所述溅射靶材通过铸造形成。
【文档编号】C22C9/00GK106011755SQ201610172665
【公开日】2016年10月12日
【申请日】2016年3月24日
【发明人】卫藤雅俊
【申请人】Ｊｘ金属株式会社