合金スラブおよびスパッタリングターゲット
【課題】 切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるＣｕ−Ｇａ合金スラブ、および、このようなＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットを提供する。
【解決手段】 Ｃｕ−Ｇａ合金スラブは、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属を、原子百分率で１ａｔ％以下含有する。このＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いて、スパッタリングターゲットを作製する。
【解決手段】 Ｃｕ−Ｇａ合金スラブは、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属を、原子百分率で１ａｔ％以下含有する。このＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いて、スパッタリングターゲットを作製する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブ、および該合金スラブを用いて作製されるスパッタリングターゲットに関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｇａ（ガリウム）の組成比が比較的大きいＣｕ−Ｇａ合金は、主に、薄膜型太陽電池を構成する光吸収層の薄膜形成用のスパッタリングターゲットとして用いられる。
【０００３】
スパッタリングターゲットは、溶解鋳造法によって製造された直方体形状（例えば大きさが、３００ｍｍ×４００ｍｍ×１０００ｍｍである）の合金インゴット（スラブ）を、旋盤や丸鋸を用いて幾つかに切断し、切断された合金片（スラブ）を圧延、切削することにより製造される。
【０００４】
例えば、特許文献１には、溶解鋳造によって、Ｃｕ−Ｇａ合金からなるスパッタリングターゲット用のＣｕ−Ｇａ合金スラブを製造する方法が開示されている。しかしながら、特許文献１に開示される技術では、比較的小さなサイズのＣｕ−Ｇａ合金スラブしか製造することができず、また、所望するＣｕ−Ｇａ合金スラブの大きさに合わせたモールドをその都度用意しなければならないので、生産性が極めて低い。
【０００５】
スパッタリングターゲット用のＣｕ−Ｇａ合金スラブを製造する他の方法としては、セラミックスなどの成形と同様に、Ｃｕ−Ｇａ合金粉末を焼結することによって所望の形状に成形（製造）する方法がある。Ｃｕ−Ｇａ合金粉末を焼結することによって製造されたＣｕ−Ｇａ合金スラブは、スパッタリングターゲットに加工したときに、相対密度が９５％以下と低密度であり、酸素含有率が数１０００ｐｐｍと高いため、スパッタ成膜時の異常放電や酸化物による汚染の問題が伴う。
【０００６】
そのため、スパッタリングターゲット作製時にＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いる場合には、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブは一般的に溶解鋳造によって製造されていることが望ましい。
【０００７】
スパッタリングターゲットとして用いられるＧａの組成比が比較的大きいＣｕ−Ｇａ合金は、延性や展性が乏しく、硬度が高くて割れ易い（脆い）。そのため、溶解鋳造により製造されたＣｕ−Ｇａ合金からなるＣｕ−Ｇａ合金スラブには、ひび割れが発生している場合がある。このようなひび割れが発生したＣｕ−Ｇａ合金スラブを製品化するためには、例えばひび割れが発生した部分を切削して除去しなければならない。また、発生した切削屑には切削によって不純物が混入してしまうため、例えばＣｕ−Ｇａ合金スラブをスパッタリングターゲットを作製するときに用いる場合には、当該切削屑をＣｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造して製造するときに再利用することができない。そのため、再利用できない多量の切削屑が発生してＣｕ−Ｇａ合金スラブの製品の歩留まりが悪くなる。
【０００８】
例えば、非特許文献１には、銅合金鋳物を溶解鋳造により製造するときのひび割れの発生を抑制する方法として、鋳型形状の変更による応力発生源をなくす方法、鋳物各部を一様に冷却して温度勾配を小さくして応力を緩和する方法、鋳型上部などの押し湯部に発熱材や保温材などを設ける方法などが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０００−７３１６３号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】「銅合金鋳物の生産技術」、財団法人素形材センター、ｐ．３９１〜３９２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、Ｇａの組成比が比較的大きいＣｕ−Ｇａ合金は、硬度が高くて脆い硬脆材であるので、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により製造するときのひび割れ対策として、非特許文献１に開示される技術を適用したとしても、大型のＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ひび割れ発生を充分に抑制して製造することができない。
【００１２】
また、製造時にひび割れの発生がなかったとしても、硬脆材であるＣｕ−Ｇａ合金からなるＣｕ−Ｇａ合金スラブは、切断加工時にひび割れが発生してしまうおそれがある。
【００１３】
したがって本発明の目的は、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるＣｕ−Ｇａ合金スラブ、および、このようなＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明は、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブであって、
前記Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されていることを特徴とする合金スラブである。
また本発明は、前記高融点金属が、Ｍｏであることを特徴とする。
【００１５】
また本発明は、前記Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｇａの組成比は、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする。
【００１６】
また本発明は、前記合金スラブを用いて作製されることを特徴とするスパッタリングターゲットである。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブには、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されている。このＣｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブは、高融点金属を結晶核として、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶が微細化されて結晶成長しており、破断に至るまでの変形量が大きいスラブとなっている。そのため、本発明の合金スラブは、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができる。
【００１８】
また本発明によれば、高融点金属がＭｏであるので、高融点金属が結晶核としての機能を果たすことができ、高強度化された合金スラブとなる。そのため、切断加工時などにおけるひび割れの発生が確実に抑制された合金スラブとなる。
【００１９】
また本発明によれば、Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｇａの組成比は、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下である。Ｇａ濃度が低い場合には、Ｃｕ中へのＧａ固溶が起こるため、ひび割れの発生が少ない。Ｇａ濃度が高すぎる場合には、固溶限界を超えるため、金属間化合物が形成され、ひび割れの発生が多くなり、かつ鋳造時に偏析が起こりやすくなる。Ｇａの組成比が、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることによって、ひび割れの発生のない高強度の合金スラブとなる。
【００２０】
また本発明によれば、スパッタリングターゲットは、本発明の合金スラブを用いて作製される。本発明の合金スラブは、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるスラブであるので、その合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットは、ひび割れの発生が抑制されたものとなる。したがって、本発明のスパッタリングターゲットは、例えば、薄膜型太陽電池を構成する光吸収層の薄膜形成用のスパッタリングターゲットとして好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明の一実施形態である合金スラブを作製するために用いる鋳造装置１００の構成を示す斜視図である。
【図２】鋳型２および貯留槽３の構成を示す斜視図である。
【図３】鋳型２に対する貯留槽３の配置位置を示す図である。
【図４】３点曲げ試験を行う様子を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明の一実施形態である合金スラブは、Ｃｕ（銅）およびＧａ（ガリウム）からなるＣｕ−Ｇａ合金を主成分とする。本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブ（以下単に「Ｃｕ−Ｇａ合金スラブ」と記載する）は、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されている。
【００２３】
本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、後述する溶解鋳造によって製造され、Ｃｕ、Ｇａ、およびＣｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属（以下単に「高融点金属」と記載する）を原料として、溶解鋳造によって製造されることで、高融点金属を含有するものとなる。
【００２４】
溶解鋳造によるＣｕ−Ｇａ合金スラブの製造時、高融点金属は、結晶核としての機能を果たし、これによって、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶が微細化されて結晶成長する。そのため、高融点金属が原子百分率で１ａｔ％以下含有されている本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、破断に至るまでの変形量が大きいスラブとなっており、これによって切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができる。
【００２５】
高融点金属は、含有量が少なすぎると、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶が微細化されて結晶成長する効果が果たせず、含有量が多すぎると、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶構造が変化する。そのため、高融点金属は、原子百分率で０．１ａｔ％以上１ａｔ％以下含有されていることが好ましい。高融点金属の融点は、Ｃｕ−Ｇａ合金の融点に対して、５００℃以上高い温度であることが好ましい。
【００２６】
Ｃｕ−Ｇａ合金スラブに含有される高融点金属としては、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点が高く、後述するスパッタリングターゲットとしての金属汚染源とならないものであれば特に限定されるものではないが、たとえば、Ｍｏ(モリブデン)、Ｔｉ（チタン）、Ｓｉ（シリコン）などを挙げることができる。
【００２７】
Ｃｕ−Ｇａ合金中のＧａの組成比については、特に限定されるものではないが、１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下が好ましく、より好ましくは２０ａｔ％以上４０ａｔ％以下である。なお、本発明においては、「ａｔ％」を「モル％」と類義の語句として扱うこととする。Ｇａ濃度が低い場合には、Ｃｕ中へのＧａ固溶が起こるため、ひび割れの発生が少ない。Ｇａ濃度が高すぎる場合には、固溶限界を超えるため、金属間化合物が形成され、ひび割れの発生が多くなり、かつ鋳造時に偏析が起こりやすくなる。
【００２８】
Ｃｕ−Ｇａ合金の融点は、Ｃｕ−Ｇａ合金中のＧａの組成比によって異なり、例えば、Ｇａの組成比が３０ａｔ％である場合、そのＣｕ−Ｇａ合金の融点は８５０℃となる。
【００２９】
次に、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを製造する製造方法について説明する。図１は、本実施形態の合金スラブを作製するために用いる鋳造装置１００の構成を示す斜視図である。図２は、鋳型２および貯留槽３の構成を示す斜視図である。図３は、鋳型２に対する貯留槽３の配置位置を示す図である。
【００３０】
本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、鋳造装置１００を用いて製造することができる。鋳造装置１００は、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により作製するための装置である。
【００３１】
鋳造装置１００は、減圧下での溶解鋳造が可能となるように、チャンバ内に配置されている。鋳造装置１００は、坩堝１と鋳型２と貯留槽３とを備える。
【００３２】
坩堝１は、高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯（以下単に「溶湯」と記載する）５を収容するものであり、その収容した溶湯５を出湯するための出湯開口１２が設けられている。
【００３３】
坩堝１を構成する材料としては、溶解撹拌できるものであれば特に限定はされないが、Ｃｕ−Ｇａ合金中への金属汚染源にならないことを考慮するとセラミックス、黒鉛などが好ましい。
【００３４】
坩堝１は、有底円筒状に形成される坩堝本体１１を有し、その坩堝本体１１の側壁の上端部近傍に、側壁を厚み方向に貫通する出湯開口１２が設けられている。また、坩堝本体１１の側壁には、前記出湯開口１２を取囲むように、前記側壁から外方に突出する漏斗状の出湯案内部１３が形成されている。この出湯案内部１３は、坩堝本体１１内に収容された溶湯５が、多方向に飛散しながら出湯開口１２から出湯されないように、出湯開口１２から出湯される溶湯５を一方向に案内する。
【００３５】
坩堝１の大きさとしては特に限定はされないが、坩堝本体１１の高さＨ１が３００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、開口部の開口直径Ｄ１が１５０ｍｍ以上５００ｍｍ以下である。また、本実施形態では、出湯開口１２は、開口直径が１０ｍｍ以上２０ｍｍ以下の円形状に形成される。
【００３６】
鋳型２は、有底筒状に形成され、後述の貯留槽３の排出開口３３から排出された溶湯５が流入する注湯開口２２が設けられ、該注湯開口２２から流入して注湯された溶湯５をスラブの形状に成形する。
【００３７】
鋳型２を構成する材料としては、砂、金属、セラミックス、黒鉛（カーボン）などを挙げることができるが、Ｃｕ−Ｇａ合金中への金属汚染源にならないことを考慮すると、砂、セラミックス、黒鉛などが好ましく、熱容量および熱伝導率が高く、冷却効率が高いという点で、黒鉛が特に好ましい。
【００３８】
鋳型２は、有底筒状に形成される鋳型本体２１を有する。この鋳型本体２１は、鉛直方向Ｚ上方に開口した中空の直方体であって、長方形平板状の底部と、底部の各辺から底部に対して垂直に立上がる複数（本実施形態では４）の側壁（長方形平板状）とを有する。鋳型２において、注湯開口２２は、前記複数の側壁の上端部が連なって長方形状に形成され、鉛直方向Ｚ上方に臨んで開口している。また、鋳型２において、複数の側壁の上端部、すなわち、注湯開口２２を形成する開口部の上端部には、図３に示すように、鉛直方向Ｚの上方から下方に進むにつれて内方側に傾斜して面取りされた面取り部２３が形成されている。
【００３９】
鋳型２の大きさは、鋳型本体２１の内側における鉛直方向Ｚの長さ、すなわち、鋳型本体２１の内側における高さＺ１が２０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは５０ｍｍ以上９００ｍｍ以下であり、注湯開口２２の短辺に平行な方向（以下、「短辺方向」という）Ｘの長さ、すなわち、注湯開口２２の短辺の長さＸ１が２０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは３０ｍｍ以上１５０ｍｍ以下であり、注湯開口２２の長辺に平行な方向（以下、「長辺方向」という）Ｙの長さ、すなわち、注湯開口２２の長辺の長さＹ１が１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１５０ｍｍ以上８００ｍｍ以下である。さらに、鋳型本体２１において、注湯開口２２の短辺の長さＸ１と、注湯開口２２の長辺の長さＹ１と、鋳型本体２１の内側における高さＺ１との関係は、Ｚ１＞Ｙ１＞Ｘ１であることが好ましい。
【００４０】
鋳型本体２１の大きさが小さすぎると、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブの生産性が低下し、さらにＣｕ−Ｇａ合金の溶湯５の急冷が起こるため、脆性割れの原因ともなりえる。また、鋳型本体２１の大きさが大きくなりすぎると、鋳造後のＣｕ−Ｇａ合金スラブの内部に応力がたまって脆性割れの原因となるばかりではなく、Ｃｕ−Ｇａ合金の溶湯５の最終凝固位置が中央部となるため内部欠陥発生の原因となる。
【００４１】
また、鋳型本体２１において、注湯開口２２の短辺の長さＸ１と、注湯開口２２の長辺の長さＹ１との長さ比率は、Ｘ１を「１」とした場合、Ｘ１：Ｙ１が、１：２〜１：１５であることが好ましい。より好ましくは、Ｘ１：Ｙ１が、１：３〜１：１０である。この「Ｘ１：Ｙ１」においてＹ１の値が小さすぎる場合、Ｃｕ−Ｇａ合金の溶湯５の鋳型本体２１内における凝固形態が変化し、鉛直方向Ｚの中央部に応力が溜まるため、脆性割れの原因となり、また応力発生を軽減するため、徐冷を行った場合でも、偏析が起こる原因となりえる。また、「Ｘ１：Ｙ１」においてＹ１の値が大きすぎる場合、鋳造後に得られるＣｕ−Ｇａ合金スラブを持ち上げて加工するなどの際に、長辺方向Ｙの中央部に多くの力がかかり、その部分で割れが発生する可能性が高くなる。
【００４２】
また、鋳型本体２１の内容積は、鋳型２を構成する材料の比熱、密度、熱伝導率などの条件から、鋳造時の鋳造温度、鋳型本体２１の調整温度などの条件と照らし合わせて、適宜選定すればよい。
【００４３】
貯留槽３は、坩堝１と鋳型２との間において、坩堝１の鉛直方向Ｚ下方に配置され、坩堝１の出湯開口１２から出湯された溶湯５を貯留する有底筒状の部材である。
【００４４】
貯留槽３を構成する材料としては、砂、金属、セラミックス、黒鉛（カーボン）などを挙げることができるが、Ｃｕ−Ｇａ合金中への金属汚染源にならないことを考慮すると、砂、セラミックス、黒鉛などが好ましい。
【００４５】
貯留槽３は、坩堝１の出湯開口１２から出湯された溶湯５が流入する流入開口３２と、該流入開口３２よりも鉛直方向Ｚ下方に設けられ、流入開口３２から流入して貯留される溶湯５を、溢流させて排出可能な排出開口３３とが設けられている。
【００４６】
具体的には、貯留槽３は、有底筒状に形成される貯留槽本体３１を有する。この貯留槽本体３１は、鉛直方向Ｚ上方に開口した中空の直方体であって、長方形平板状の底部３１１と、底部３１１の各辺から底部３１１に対して垂直に立上がる複数（本実施形態では４）の側壁３１２（長方形平板状）とを有する。貯留槽３において、流入開口３２は、前記複数の側壁３１２の上端部が連なって長方形状に形成され、鉛直方向Ｚ上方に臨んで開口している。また、排出開口３３は、複数の側壁３１２のうちの１つの側壁３１２、具体的には、底部３１１の長辺から垂直に立上がる１つの側壁３１２を厚み方向に貫通して形成される。この排出開口３３は、底部３１１の長辺に平行に延びるスリット状（長方形状）に形成される。
【００４７】
貯留槽３の大きさは、貯留槽本体３１の鉛直方向Ｚの長さ、すなわち、貯留槽本体３１の高さＺ２が６５ｍｍ以上１１３０ｍｍ以下、好ましくは８０ｍｍ以上２００ｍｍ以下であり、流入開口３２の短辺に平行な方向Ｘの長さ、すなわち、流入開口３２の短辺の長さＸ２が５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１００ｍｍ以上２００ｍｍ以下であり、流入開口３２の長辺に平行な方向Ｙの長さ、すなわち、流入開口３２の長辺の長さＹ２が１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１５０ｍｍ以上８００ｍｍ以下である。さらに、貯留槽本体３１において、排出開口３３は、底部３１１から排出開口３３を形成する開口部の鉛直方向Ｚ下端部までの距離Ｚ４が、３０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、好ましくは４０ｍｍ以上６０ｍｍ以下の高さ位置に形成される。また、排出開口３３の長辺に平行な方向Ｙの長さ、すなわち、排出開口３３の長辺の長さＹ３が１０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１５ｍｍ以上８００ｍｍ以下であり、排出開口３３の鉛直方向Ｚの長さ、すなわち、排出開口３３の短辺の長さＺ３が０ｍｍを超えて１００ｍｍ以下、好ましくは５ｍｍ以上５０ｍｍ以下である。
【００４８】
貯留槽３において、底部３１１から排出開口３３を形成する開口部の鉛直方向Ｚ下端部までの距離Ｚ４が大きくなりすぎ、かつ、流入開口３２の短辺の長さＸ２および長辺の長さＹ２が大きくなりすぎると、排出開口３３から溢流して排出されずに貯留槽３に貯留される溶湯５の量が多くなりすぎるので、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブの生産効率が低下するおそれがある。
【００４９】
また、貯留槽３において、底部３１１から排出開口３３を形成する開口部の鉛直方向Ｚ下端部までの距離Ｚ４が小さくなりすぎ、かつ、流入開口３２の短辺の長さＸ２および長辺の長さＹ２が小さくなりすぎると、坩堝１の出湯開口１２から出湯された溶湯５を、貯留槽３を介して鋳型２に注湯するときの、溶湯５の運動エネルギーの低減効果が低下するおそれがある。
【００５０】
更に貯留槽３は、注湯前に加熱しても構わない。加熱温度は５０℃以上９００℃以下が好ましく、１００℃以上５００℃以下が更に好ましい。加熱温度が高すぎる場合、加熱に要するエネルギーの使用により、製造コストの増加につながる。また、加熱温度が低すぎる場合には、溶湯５の温度低下に伴い溶湯５の粘度が上昇し、鋳型２内における溶湯５の湯周り不足の原因となりえる。さらには貯留槽３中で溶湯５の凝固が起こり、溶湯５を鋳型２へ注湯できないおそれがある。
【００５１】
貯留槽３の加熱方法としては、貯留槽３を昇温できれば特に限定されるものではないが、電磁誘導、ヒーター、赤外線などで貯留槽３を加熱する方法が挙げられる。その中でも使用方法が簡易であり、微細な温度調整も可能であるヒーターが好ましい。
【００５２】
以上のように構成された鋳造装置１００を用いてＣｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により作製する場合には、坩堝１に収容された溶湯５が、出湯開口１２から出湯されて、流入開口３２を介して貯留槽３に一時的に貯留される。このようにして貯留槽３に貯留された溶湯５は、その湯面５１が排出開口３３を形成する開口部の下面３３ａよりも上方に超えると、排出開口３３から溢流し、貯留槽３から排出されることになる。そして、貯留槽３の排出開口３３から溢流して排出された溶湯５は、注湯開口２２を介して鋳型２に注湯される。
【００５３】
鋳造装置１００を用いてＣｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により作製する場合には、前述のように、溶湯５が、坩堝１から直接的に鋳型２内に注湯されるのではなく、貯留槽３を介して鋳型２内に注湯されるので、鋳型２内に注湯されるときの溶湯５の運動エネルギーを減少させることができるとともに、注湯時における鋳型２の内面（特に底面）に衝突することによる溶湯５の飛散を防止することができる。これによって、鋳型２内に注湯されるときの溶湯５の対流を抑制することができるとともに、溶湯５の飛散を防止することができるので、鋳型２内において溶湯５を一様に凝固させることができ、そのため、大型のＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ひび割れ発生および内部欠陥の発生を充分に抑制して製造することができる。
【００５４】
また、図３に示すように、貯留槽３は、排出開口３３が形成される側壁３１２の外面が、鋳型２の内面（鋳型本体２１の内面）の上方に連なる位置に配置される。
【００５５】
このような貯留槽３を備える鋳造装置１００において、貯留槽３に貯留された溶湯５は、その湯面５１が排出開口３３を形成する開口部の下面３３ａよりも上方に超えると、排出開口３３から溢流し、排出開口３３が形成される側壁３１２の外面に沿って流過し、さらに、前記側壁３１２の外面に連なる鋳型２の内面に沿って面取り部２３を介して流過して、鋳型２に注湯される。これによって、鋳型２内に注湯されるときの溶湯５の対流を抑制することができるので、鋳型２内において溶湯５を一様に凝固させることができ、そのため、大型のＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ひび割れ発生を充分に抑制して製造することができる。
【００５６】
以上のような鋳造装置１００を用いてＣｕ−Ｇａ合金スラブを製造する場合、まず、坩堝１内にＣｕ、Ｇａおよび高融点金属の必要量を仕込む。このとき、高融点金属は、粒子状の固体粉末のものを用いる。このような粒子状の高融点金属において、その体積平均粒子径は、たとえば、１μｍ以上１００μｍ以下である。その後、坩堝１が投入されたチャンバ内を１０−１Ｔｏｒｒ以下まで減圧する。
【００５７】
チャンバ内が１０−１Ｔｏｒｒ以下まで減圧されたことを確認後、昇温速度５〜２０℃／分、好ましくは７〜１８℃／分で８００℃から１１００℃に昇温する。昇温速度が速すぎる場合、突沸が起こる可能性があり、昇温速度が遅すぎる場合、生産性が下がる。昇温後の保持温度（鋳造温度）は、合金組成の融点、鋳型２の材料、体積、比熱、密度などによって変化するが、ＣｕおよびＧａの融点以上、高融点金属の融点未満である。これによって、ＣｕおよびＧａは溶融するが、高融点金属は溶融しないので、高融点金属が結晶核としての機能を果たすことができる。たとえば、高融点金属として融点が２６２２℃のＭｏ（モリブデン）を用い、合金組成の融点が８５０℃である場合には、昇温後の保持温度（鋳造温度）は、９００℃以上１０００℃以下が好ましく、９２０℃以上９８０℃以下がより好ましい。昇温後の保持温度が高すぎる場合、電力消費等が増加するので、製品コストの増加につながる。昇温後の保持温度が低すぎる場合、注湯時に溶湯５が出湯開口１２で固まり、出湯開口１２が詰まるおそれがある。なお、大気中で昇温した場合、原料の酸化などの問題が起こり、歩留まりの低下につながる。
【００５８】
その後、昇温後の温度（鋳造温度）で３０分間〜１２時間、好ましくは１時間〜５時間保持し、高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯５（合金液体）にする。保持時間が短すぎる場合、合金が完全に混ざり合わない、または溶湯５中に残存する気体が除ききらず、後のさらに高真空化する工程で、突沸が起こる原因となり得る、長すぎる場合、やはり生産性の低下を招き好ましくない。
【００５９】
さらにその後、８×１０−４Ｔｏｒｒ以下、好ましくは５×１０−４Ｔｏｒｒまで減圧し、３０分間以上１２時間以下、好ましくは１時間以上５時間以下保持する。鋳造時のチャンバ内圧力が高い場合、鋳造後のＣｕ−Ｇａ合金スラブ内への気体の巻き込みが起こり、内部欠陥の原因となる。また低すぎる場合には、ポンプ性能をあげる必要性があり、製造機器の高コスト化につながる。さらに昇温前に減圧しすぎると、突沸の原因となるため、避けたほうがよい。保持時間が短い場合、溶湯５中に存在する気体が除ききれず、内部欠陥の原因となる。逆に長すぎる場合には、やはり生産性の低下を招き好ましくない。
【００６０】
以上のような工程を経て、坩堝１内において高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯５を得る。次に、坩堝１内の溶湯５を、出湯開口１２から出湯させる。出湯開口１２から出湯された溶湯５は、流入開口３２を介して貯留槽３に一時的に貯留される。このようにして貯留槽３に貯留された溶湯５は、その湯面５１が排出開口３３を形成する開口部の下面よりも上方に超えると、排出開口３３から溢流し、貯留槽３から排出される。そして、貯留槽３の排出開口３３から溢流して排出された溶湯５は、注湯開口２２を介して鋳型２に注湯される。
【００６１】
なお、鋳型２および貯留槽３を複数個並べて、一度に鋳造することも可能である。次に、鋳型２内で鋳造された高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金を室温まで自然冷却した後、鋳型２からそのＣｕ−Ｇａ合金を取出す。
【００６２】
次に、鋳型２から取出した前記Ｃｕ−Ｇａ合金を大気圧下または真空下（好ましくは大気圧下）で加熱処理を行う。加熱処理時の温度としては、４５０℃以上７００℃未満、より好ましくは５００℃以上６００℃以下である。前記Ｃｕ−Ｇａ合金に加熱処理を施すことによって、鋳型２内において溶湯５が凝固されて得られた前記Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｃｕ中にＧａが偏析するのを抑制した上で、前記Ｃｕ−Ｇａ合金の内部に発生した応力を解放することができる。加熱処理時の温度が低すぎる場合、凝固時に発生した応力を解放できず、高すぎる場合は偏析が起こる。加熱処理の時間は、１時間以上１２時間以下が好ましく、より好ましくは２時間以上８時間以下である。加熱処理の時間が短すぎる場合、前記Ｃｕ−Ｇａ合金の内部応力の解放ができず、長すぎる場合生産性の低下につながる。
【００６３】
以上のようにして、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とし、高融点金属が含有されるＣｕ−Ｇａ合金スラブを得ることができる。
【００６４】
なお、本実施形態では、高融点金属を坩堝１内に仕込む段階で投入したが、ＣｕおよびＧａのみをまず溶融させてＣｕ−Ｇａ合金の溶湯を得た後、そのＣｕ−Ｇａ合金の溶湯に高融点金属を投入するようにしてもよい。
【００６５】
得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブは、スパッタリングターゲットを作製するときのスラブとして、好適に用いることができる。
【００６６】
Ｃｕ−Ｇａ合金スラブをスパッタリングターゲットへと加工する方法としては、ワイヤー放電加工、放電加工、レーザー加工、研削機によるダイヤモンド切断加工、ダイヤモンドバンドソーを用いた切断加工、切削加工、ウォータージェット加工、ワイヤーソー、ブレードソーなど一般的な方法を採用することができる。これらの加工方法の中でも、Ｃｕ−Ｇａ合金が硬脆材であることを考慮すると、ワイヤー放電加工、ダイヤモンドバンドソー、放電加工、レーザー加工、ワイヤーソー、ウォータージェット加工などが好ましく、ワイヤー放電加工、ダイヤモンドバンドソー、ワイヤーソーがより好ましい。
【００６７】
Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを、ワイヤー放電加工にてスパッタリングターゲットへと加工する場合、０．１ｍｍ以上０．４ｍｍ以下のワイヤー線を用いることが好ましく、より好ましくは０．２ｍｍ以上０．４ｍｍ以下のワイヤー線を使用する。また、ワイヤー放電加工における切断速度（加工速度）は、０．１ｍｍ／分以上８ｍｍ／分以下が好ましく、より好ましくは０．１ｍｍ／分以上３ｍｍ／分以下である。ワイヤー線の太さは、細すぎるとワイヤー線が加工中に切れる原因になり、また加工速度においては、遅すぎると生産性の低下につながり、早すぎると割れる原因になる。
【００６８】
本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるスラブであるので、その合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットは、ひび割れの発生が抑制されたものとなる。したがって、本実施形態のスパッタリングターゲットは、例えば、薄膜型太陽電池を構成する光吸収層の薄膜形成用のスパッタリングターゲットとして好適に用いることができる。
【００６９】
（実施例）
以下、本発明を実施例により更に詳細に説明するが、実施例は本発明の一実施態様であり、本発明を限定するものではない。
【００７０】
（実施例１）
＜鋳造装置＞
鋳造装置として、図１に示した、貯留槽を備える鋳造装置を用いた。
【００７１】
［坩堝］
・材質：高純度黒鉛（カーボン）
・出湯開口の開口直径：１２ｍｍ
【００７２】
［鋳型］
・材質：高純度黒鉛（カーボン）
・鋳型本体の内側における高さＺ１：６５０ｍｍ
・注湯開口の短辺の長さＸ１：７０ｍｍ
・注湯開口の長辺の長さＹ１：３５０ｍｍ
【００７３】
［貯留槽］
・材質：高純度黒鉛（カーボン）
・溶湯が注湯される直前の貯留槽の温度：２００℃
・貯留槽本体の高さＺ２：１２０ｍｍ
・流入開口の短辺の長さＸ２：１２８ｍｍ
・流入開口の長辺の長さＹ２：２５１ｍｍ
・底部から排出開口を形成する開口部の下端部までの距離Ｚ４：４５ｍｍ
・排出開口の長辺の長さＹ３：２００ｍｍ
・排出開口の短辺の長さＺ３：３０ｍｍ
【００７４】
まず、坩堝内に銅（Ｃｕ）６７６６０ｇ、ガリウム（Ｇａ）３１８４０ｇ、モリブデン（Ｍｏ）５００ｇを仕込み、坩堝が投入されたチャンバ内を１×１０−１Ｔｏｒｒ台まで減圧した後、９４０℃（鋳造温度）で１時間保持し、その後、２×１０−４Ｔｏｒｒ台まで減圧して２時間保持して、Ｍｏが含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯を得た。なお、高融点金属であるＭｏとしては、体積平均粒子径が３μｍの粒子状の微粉末を用いた。
【００７５】
次に、坩堝内の溶湯を、出湯開口から出湯させる。出湯開口から出湯された溶湯は、流入開口を介して貯留槽に一時的に貯留される。このようにして貯留槽に貯留された溶湯は、その湯面が排出開口を形成する開口部の下面よりも上方に超えると、排出開口から溢流し、鋳型に注湯される。このとき、注湯開口から流入して鋳型に注湯される溶湯の、単位時間あたりの注湯量は、２２．４ｋｇ／ｍｉｎであった。
【００７６】
次に、鋳型内で鋳造されたＣｕ−Ｇａ合金を室温まで自然冷却した後、鋳型からＣｕ−Ｇａ合金を取出して、熱風循環炉を用い、５７０℃で２時間の熱処理を行い、縦３４０ｍｍ×横４５０ｍｍ×厚さ５０ｍｍの直方体形状のＣｕ−Ｇａ合金スラブを得た。
【００７７】
（比較例１）
高融点金属であるＭｏを投入しなかったこと以外は実施例１と同様にして、縦３４０ｍｍ×横４５０ｍｍ×厚さ５０ｍｍの直方体形状のＣｕ−Ｇａ合金スラブを得た。
【００７８】
実施例１および比較例１で得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブについて、以下の評価を行った。
【００７９】
＜最大ひずみの評価＞
実施例１および比較例１で得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ワイヤー放電加工機（０．３ｍｍのワイヤー線）を用いて、加工速度０．７ｍｍ／ｍｉｎで、縦３４０ｍｍ×横４５０ｍｍ×厚さ１０ｍｍのスライス板に加工した。その後、同じ条件で、スライス板を、縦４０ｍｍ×横１４０ｍｍ×厚さ１０ｍｍの曲げ試験用の試験片へと加工した。
【００８０】
得られた試験片を用いて、以下に示すような方法による３点曲げ試験を行い、最大ひずみの測定を行った。ここで示す最大ひずみとは、試験片の裏面の中央部にひずみゲージを接着して測定されるものであり、試験片破断時のひずみである。
【００８１】
上記ひずみは、試験片の長さと、この試験片に荷重を加えたときの試験片の長さの変化量とを用いて算出されるものであり、ひずみゲージにおけるゲージ率およびゲージ抵抗と、試験片に荷重を加えたときのひずみゲージの抵抗変化量とを用いて、下記式（１）のように算出される。
ひずみε（％）＝ΔＬ／Ｌ＝（ΔＲ／Ｒ）／Ｋ …（１）
（式中、Ｌは試験片の長さを示し、ΔＬは試験片に荷重を加えたときの試験片の長さの変化量を示し、Ｋはひずみゲージのゲージ率を示し、Ｒはひずみゲージのゲージ抵抗を示し、ΔＲは試験片に荷重を加えたときのひずみゲージの抵抗変化量を示す。）なお、最大ひずみの値が大きいほど、破断にいたるまでの試験片の変形量が大きいことを示し、試験片が、塑性加工を施しやすい材料であるといえる。
【００８２】
図４は、３点曲げ試験を行う様子を示す図である。３点曲げ試験では、まず、図４に示すように、一定距離（１００ｍｍ）離間して配置された２本の支点棒２０２の上に、図示しないひずみゲージ（株式会社共和電業製、ＫＦＧ−５−１２０−Ｃ１−１１−Ｌ１Ｍ３Ｒ）が接着された試験片２００の裏面２００ｂが、２本の支点棒２０２と接触するように試験片２００を置いた。２本の支点棒２０２間の中央に対応する試験片２００の表面２００ａに支持棒２０１を置き、矢符２０３の方向からクロスヘッドスピード１ｍｍ／分で荷重を加えて、試験片２００が破断するまでの応力とひずみとを測定した。２本の支点棒２０２および支持棒２０１には、それぞれΦ１２．７ｍｍ×５０ｍｍの棒を用いた。評価結果を表１に示す。
【００８３】
【表１】
【００８４】
表１の結果から、実施例１で得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いた試験片は、最大ひずみの値が大きく、塑性加工が施しやすい材料であることがわかる。
【符号の説明】
【００８５】
１ 坩堝
２ 鋳型
３ 貯留槽
１１ 坩堝本体
１２ 出湯開口
１３ 出湯案内部
２１ 鋳型本体
２２ 注湯開口
３１ 貯留槽本体
３２ 流入開口
３３ 排出開口
１００ 鋳造装置
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブ、および該合金スラブを用いて作製されるスパッタリングターゲットに関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｇａ（ガリウム）の組成比が比較的大きいＣｕ−Ｇａ合金は、主に、薄膜型太陽電池を構成する光吸収層の薄膜形成用のスパッタリングターゲットとして用いられる。
【０００３】
スパッタリングターゲットは、溶解鋳造法によって製造された直方体形状（例えば大きさが、３００ｍｍ×４００ｍｍ×１０００ｍｍである）の合金インゴット（スラブ）を、旋盤や丸鋸を用いて幾つかに切断し、切断された合金片（スラブ）を圧延、切削することにより製造される。
【０００４】
例えば、特許文献１には、溶解鋳造によって、Ｃｕ−Ｇａ合金からなるスパッタリングターゲット用のＣｕ−Ｇａ合金スラブを製造する方法が開示されている。しかしながら、特許文献１に開示される技術では、比較的小さなサイズのＣｕ−Ｇａ合金スラブしか製造することができず、また、所望するＣｕ−Ｇａ合金スラブの大きさに合わせたモールドをその都度用意しなければならないので、生産性が極めて低い。
【０００５】
スパッタリングターゲット用のＣｕ−Ｇａ合金スラブを製造する他の方法としては、セラミックスなどの成形と同様に、Ｃｕ−Ｇａ合金粉末を焼結することによって所望の形状に成形（製造）する方法がある。Ｃｕ−Ｇａ合金粉末を焼結することによって製造されたＣｕ−Ｇａ合金スラブは、スパッタリングターゲットに加工したときに、相対密度が９５％以下と低密度であり、酸素含有率が数１０００ｐｐｍと高いため、スパッタ成膜時の異常放電や酸化物による汚染の問題が伴う。
【０００６】
そのため、スパッタリングターゲット作製時にＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いる場合には、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブは一般的に溶解鋳造によって製造されていることが望ましい。
【０００７】
スパッタリングターゲットとして用いられるＧａの組成比が比較的大きいＣｕ−Ｇａ合金は、延性や展性が乏しく、硬度が高くて割れ易い（脆い）。そのため、溶解鋳造により製造されたＣｕ−Ｇａ合金からなるＣｕ−Ｇａ合金スラブには、ひび割れが発生している場合がある。このようなひび割れが発生したＣｕ−Ｇａ合金スラブを製品化するためには、例えばひび割れが発生した部分を切削して除去しなければならない。また、発生した切削屑には切削によって不純物が混入してしまうため、例えばＣｕ−Ｇａ合金スラブをスパッタリングターゲットを作製するときに用いる場合には、当該切削屑をＣｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造して製造するときに再利用することができない。そのため、再利用できない多量の切削屑が発生してＣｕ−Ｇａ合金スラブの製品の歩留まりが悪くなる。
【０００８】
例えば、非特許文献１には、銅合金鋳物を溶解鋳造により製造するときのひび割れの発生を抑制する方法として、鋳型形状の変更による応力発生源をなくす方法、鋳物各部を一様に冷却して温度勾配を小さくして応力を緩和する方法、鋳型上部などの押し湯部に発熱材や保温材などを設ける方法などが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２０００−７３１６３号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】「銅合金鋳物の生産技術」、財団法人素形材センター、ｐ．３９１〜３９２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、Ｇａの組成比が比較的大きいＣｕ−Ｇａ合金は、硬度が高くて脆い硬脆材であるので、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により製造するときのひび割れ対策として、非特許文献１に開示される技術を適用したとしても、大型のＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ひび割れ発生を充分に抑制して製造することができない。
【００１２】
また、製造時にひび割れの発生がなかったとしても、硬脆材であるＣｕ−Ｇａ合金からなるＣｕ−Ｇａ合金スラブは、切断加工時にひび割れが発生してしまうおそれがある。
【００１３】
したがって本発明の目的は、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるＣｕ−Ｇａ合金スラブ、および、このようなＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明は、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブであって、
前記Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されていることを特徴とする合金スラブである。
また本発明は、前記高融点金属が、Ｍｏであることを特徴とする。
【００１５】
また本発明は、前記Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｇａの組成比は、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする。
【００１６】
また本発明は、前記合金スラブを用いて作製されることを特徴とするスパッタリングターゲットである。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブには、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されている。このＣｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブは、高融点金属を結晶核として、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶が微細化されて結晶成長しており、破断に至るまでの変形量が大きいスラブとなっている。そのため、本発明の合金スラブは、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができる。
【００１８】
また本発明によれば、高融点金属がＭｏであるので、高融点金属が結晶核としての機能を果たすことができ、高強度化された合金スラブとなる。そのため、切断加工時などにおけるひび割れの発生が確実に抑制された合金スラブとなる。
【００１９】
また本発明によれば、Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｇａの組成比は、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下である。Ｇａ濃度が低い場合には、Ｃｕ中へのＧａ固溶が起こるため、ひび割れの発生が少ない。Ｇａ濃度が高すぎる場合には、固溶限界を超えるため、金属間化合物が形成され、ひび割れの発生が多くなり、かつ鋳造時に偏析が起こりやすくなる。Ｇａの組成比が、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることによって、ひび割れの発生のない高強度の合金スラブとなる。
【００２０】
また本発明によれば、スパッタリングターゲットは、本発明の合金スラブを用いて作製される。本発明の合金スラブは、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるスラブであるので、その合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットは、ひび割れの発生が抑制されたものとなる。したがって、本発明のスパッタリングターゲットは、例えば、薄膜型太陽電池を構成する光吸収層の薄膜形成用のスパッタリングターゲットとして好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明の一実施形態である合金スラブを作製するために用いる鋳造装置１００の構成を示す斜視図である。
【図２】鋳型２および貯留槽３の構成を示す斜視図である。
【図３】鋳型２に対する貯留槽３の配置位置を示す図である。
【図４】３点曲げ試験を行う様子を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明の一実施形態である合金スラブは、Ｃｕ（銅）およびＧａ（ガリウム）からなるＣｕ−Ｇａ合金を主成分とする。本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブ（以下単に「Ｃｕ−Ｇａ合金スラブ」と記載する）は、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されている。
【００２３】
本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、後述する溶解鋳造によって製造され、Ｃｕ、Ｇａ、およびＣｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属（以下単に「高融点金属」と記載する）を原料として、溶解鋳造によって製造されることで、高融点金属を含有するものとなる。
【００２４】
溶解鋳造によるＣｕ−Ｇａ合金スラブの製造時、高融点金属は、結晶核としての機能を果たし、これによって、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶が微細化されて結晶成長する。そのため、高融点金属が原子百分率で１ａｔ％以下含有されている本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、破断に至るまでの変形量が大きいスラブとなっており、これによって切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができる。
【００２５】
高融点金属は、含有量が少なすぎると、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶が微細化されて結晶成長する効果が果たせず、含有量が多すぎると、Ｃｕ−Ｇａ合金の結晶構造が変化する。そのため、高融点金属は、原子百分率で０．１ａｔ％以上１ａｔ％以下含有されていることが好ましい。高融点金属の融点は、Ｃｕ−Ｇａ合金の融点に対して、５００℃以上高い温度であることが好ましい。
【００２６】
Ｃｕ−Ｇａ合金スラブに含有される高融点金属としては、Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点が高く、後述するスパッタリングターゲットとしての金属汚染源とならないものであれば特に限定されるものではないが、たとえば、Ｍｏ(モリブデン)、Ｔｉ（チタン）、Ｓｉ（シリコン）などを挙げることができる。
【００２７】
Ｃｕ−Ｇａ合金中のＧａの組成比については、特に限定されるものではないが、１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下が好ましく、より好ましくは２０ａｔ％以上４０ａｔ％以下である。なお、本発明においては、「ａｔ％」を「モル％」と類義の語句として扱うこととする。Ｇａ濃度が低い場合には、Ｃｕ中へのＧａ固溶が起こるため、ひび割れの発生が少ない。Ｇａ濃度が高すぎる場合には、固溶限界を超えるため、金属間化合物が形成され、ひび割れの発生が多くなり、かつ鋳造時に偏析が起こりやすくなる。
【００２８】
Ｃｕ−Ｇａ合金の融点は、Ｃｕ−Ｇａ合金中のＧａの組成比によって異なり、例えば、Ｇａの組成比が３０ａｔ％である場合、そのＣｕ−Ｇａ合金の融点は８５０℃となる。
【００２９】
次に、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを製造する製造方法について説明する。図１は、本実施形態の合金スラブを作製するために用いる鋳造装置１００の構成を示す斜視図である。図２は、鋳型２および貯留槽３の構成を示す斜視図である。図３は、鋳型２に対する貯留槽３の配置位置を示す図である。
【００３０】
本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、鋳造装置１００を用いて製造することができる。鋳造装置１００は、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により作製するための装置である。
【００３１】
鋳造装置１００は、減圧下での溶解鋳造が可能となるように、チャンバ内に配置されている。鋳造装置１００は、坩堝１と鋳型２と貯留槽３とを備える。
【００３２】
坩堝１は、高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯（以下単に「溶湯」と記載する）５を収容するものであり、その収容した溶湯５を出湯するための出湯開口１２が設けられている。
【００３３】
坩堝１を構成する材料としては、溶解撹拌できるものであれば特に限定はされないが、Ｃｕ−Ｇａ合金中への金属汚染源にならないことを考慮するとセラミックス、黒鉛などが好ましい。
【００３４】
坩堝１は、有底円筒状に形成される坩堝本体１１を有し、その坩堝本体１１の側壁の上端部近傍に、側壁を厚み方向に貫通する出湯開口１２が設けられている。また、坩堝本体１１の側壁には、前記出湯開口１２を取囲むように、前記側壁から外方に突出する漏斗状の出湯案内部１３が形成されている。この出湯案内部１３は、坩堝本体１１内に収容された溶湯５が、多方向に飛散しながら出湯開口１２から出湯されないように、出湯開口１２から出湯される溶湯５を一方向に案内する。
【００３５】
坩堝１の大きさとしては特に限定はされないが、坩堝本体１１の高さＨ１が３００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、開口部の開口直径Ｄ１が１５０ｍｍ以上５００ｍｍ以下である。また、本実施形態では、出湯開口１２は、開口直径が１０ｍｍ以上２０ｍｍ以下の円形状に形成される。
【００３６】
鋳型２は、有底筒状に形成され、後述の貯留槽３の排出開口３３から排出された溶湯５が流入する注湯開口２２が設けられ、該注湯開口２２から流入して注湯された溶湯５をスラブの形状に成形する。
【００３７】
鋳型２を構成する材料としては、砂、金属、セラミックス、黒鉛（カーボン）などを挙げることができるが、Ｃｕ−Ｇａ合金中への金属汚染源にならないことを考慮すると、砂、セラミックス、黒鉛などが好ましく、熱容量および熱伝導率が高く、冷却効率が高いという点で、黒鉛が特に好ましい。
【００３８】
鋳型２は、有底筒状に形成される鋳型本体２１を有する。この鋳型本体２１は、鉛直方向Ｚ上方に開口した中空の直方体であって、長方形平板状の底部と、底部の各辺から底部に対して垂直に立上がる複数（本実施形態では４）の側壁（長方形平板状）とを有する。鋳型２において、注湯開口２２は、前記複数の側壁の上端部が連なって長方形状に形成され、鉛直方向Ｚ上方に臨んで開口している。また、鋳型２において、複数の側壁の上端部、すなわち、注湯開口２２を形成する開口部の上端部には、図３に示すように、鉛直方向Ｚの上方から下方に進むにつれて内方側に傾斜して面取りされた面取り部２３が形成されている。
【００３９】
鋳型２の大きさは、鋳型本体２１の内側における鉛直方向Ｚの長さ、すなわち、鋳型本体２１の内側における高さＺ１が２０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは５０ｍｍ以上９００ｍｍ以下であり、注湯開口２２の短辺に平行な方向（以下、「短辺方向」という）Ｘの長さ、すなわち、注湯開口２２の短辺の長さＸ１が２０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは３０ｍｍ以上１５０ｍｍ以下であり、注湯開口２２の長辺に平行な方向（以下、「長辺方向」という）Ｙの長さ、すなわち、注湯開口２２の長辺の長さＹ１が１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１５０ｍｍ以上８００ｍｍ以下である。さらに、鋳型本体２１において、注湯開口２２の短辺の長さＸ１と、注湯開口２２の長辺の長さＹ１と、鋳型本体２１の内側における高さＺ１との関係は、Ｚ１＞Ｙ１＞Ｘ１であることが好ましい。
【００４０】
鋳型本体２１の大きさが小さすぎると、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブの生産性が低下し、さらにＣｕ−Ｇａ合金の溶湯５の急冷が起こるため、脆性割れの原因ともなりえる。また、鋳型本体２１の大きさが大きくなりすぎると、鋳造後のＣｕ−Ｇａ合金スラブの内部に応力がたまって脆性割れの原因となるばかりではなく、Ｃｕ−Ｇａ合金の溶湯５の最終凝固位置が中央部となるため内部欠陥発生の原因となる。
【００４１】
また、鋳型本体２１において、注湯開口２２の短辺の長さＸ１と、注湯開口２２の長辺の長さＹ１との長さ比率は、Ｘ１を「１」とした場合、Ｘ１：Ｙ１が、１：２〜１：１５であることが好ましい。より好ましくは、Ｘ１：Ｙ１が、１：３〜１：１０である。この「Ｘ１：Ｙ１」においてＹ１の値が小さすぎる場合、Ｃｕ−Ｇａ合金の溶湯５の鋳型本体２１内における凝固形態が変化し、鉛直方向Ｚの中央部に応力が溜まるため、脆性割れの原因となり、また応力発生を軽減するため、徐冷を行った場合でも、偏析が起こる原因となりえる。また、「Ｘ１：Ｙ１」においてＹ１の値が大きすぎる場合、鋳造後に得られるＣｕ−Ｇａ合金スラブを持ち上げて加工するなどの際に、長辺方向Ｙの中央部に多くの力がかかり、その部分で割れが発生する可能性が高くなる。
【００４２】
また、鋳型本体２１の内容積は、鋳型２を構成する材料の比熱、密度、熱伝導率などの条件から、鋳造時の鋳造温度、鋳型本体２１の調整温度などの条件と照らし合わせて、適宜選定すればよい。
【００４３】
貯留槽３は、坩堝１と鋳型２との間において、坩堝１の鉛直方向Ｚ下方に配置され、坩堝１の出湯開口１２から出湯された溶湯５を貯留する有底筒状の部材である。
【００４４】
貯留槽３を構成する材料としては、砂、金属、セラミックス、黒鉛（カーボン）などを挙げることができるが、Ｃｕ−Ｇａ合金中への金属汚染源にならないことを考慮すると、砂、セラミックス、黒鉛などが好ましい。
【００４５】
貯留槽３は、坩堝１の出湯開口１２から出湯された溶湯５が流入する流入開口３２と、該流入開口３２よりも鉛直方向Ｚ下方に設けられ、流入開口３２から流入して貯留される溶湯５を、溢流させて排出可能な排出開口３３とが設けられている。
【００４６】
具体的には、貯留槽３は、有底筒状に形成される貯留槽本体３１を有する。この貯留槽本体３１は、鉛直方向Ｚ上方に開口した中空の直方体であって、長方形平板状の底部３１１と、底部３１１の各辺から底部３１１に対して垂直に立上がる複数（本実施形態では４）の側壁３１２（長方形平板状）とを有する。貯留槽３において、流入開口３２は、前記複数の側壁３１２の上端部が連なって長方形状に形成され、鉛直方向Ｚ上方に臨んで開口している。また、排出開口３３は、複数の側壁３１２のうちの１つの側壁３１２、具体的には、底部３１１の長辺から垂直に立上がる１つの側壁３１２を厚み方向に貫通して形成される。この排出開口３３は、底部３１１の長辺に平行に延びるスリット状（長方形状）に形成される。
【００４７】
貯留槽３の大きさは、貯留槽本体３１の鉛直方向Ｚの長さ、すなわち、貯留槽本体３１の高さＺ２が６５ｍｍ以上１１３０ｍｍ以下、好ましくは８０ｍｍ以上２００ｍｍ以下であり、流入開口３２の短辺に平行な方向Ｘの長さ、すなわち、流入開口３２の短辺の長さＸ２が５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１００ｍｍ以上２００ｍｍ以下であり、流入開口３２の長辺に平行な方向Ｙの長さ、すなわち、流入開口３２の長辺の長さＹ２が１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１５０ｍｍ以上８００ｍｍ以下である。さらに、貯留槽本体３１において、排出開口３３は、底部３１１から排出開口３３を形成する開口部の鉛直方向Ｚ下端部までの距離Ｚ４が、３０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、好ましくは４０ｍｍ以上６０ｍｍ以下の高さ位置に形成される。また、排出開口３３の長辺に平行な方向Ｙの長さ、すなわち、排出開口３３の長辺の長さＹ３が１０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下、好ましくは１５ｍｍ以上８００ｍｍ以下であり、排出開口３３の鉛直方向Ｚの長さ、すなわち、排出開口３３の短辺の長さＺ３が０ｍｍを超えて１００ｍｍ以下、好ましくは５ｍｍ以上５０ｍｍ以下である。
【００４８】
貯留槽３において、底部３１１から排出開口３３を形成する開口部の鉛直方向Ｚ下端部までの距離Ｚ４が大きくなりすぎ、かつ、流入開口３２の短辺の長さＸ２および長辺の長さＹ２が大きくなりすぎると、排出開口３３から溢流して排出されずに貯留槽３に貯留される溶湯５の量が多くなりすぎるので、Ｃｕ−Ｇａ合金スラブの生産効率が低下するおそれがある。
【００４９】
また、貯留槽３において、底部３１１から排出開口３３を形成する開口部の鉛直方向Ｚ下端部までの距離Ｚ４が小さくなりすぎ、かつ、流入開口３２の短辺の長さＸ２および長辺の長さＹ２が小さくなりすぎると、坩堝１の出湯開口１２から出湯された溶湯５を、貯留槽３を介して鋳型２に注湯するときの、溶湯５の運動エネルギーの低減効果が低下するおそれがある。
【００５０】
更に貯留槽３は、注湯前に加熱しても構わない。加熱温度は５０℃以上９００℃以下が好ましく、１００℃以上５００℃以下が更に好ましい。加熱温度が高すぎる場合、加熱に要するエネルギーの使用により、製造コストの増加につながる。また、加熱温度が低すぎる場合には、溶湯５の温度低下に伴い溶湯５の粘度が上昇し、鋳型２内における溶湯５の湯周り不足の原因となりえる。さらには貯留槽３中で溶湯５の凝固が起こり、溶湯５を鋳型２へ注湯できないおそれがある。
【００５１】
貯留槽３の加熱方法としては、貯留槽３を昇温できれば特に限定されるものではないが、電磁誘導、ヒーター、赤外線などで貯留槽３を加熱する方法が挙げられる。その中でも使用方法が簡易であり、微細な温度調整も可能であるヒーターが好ましい。
【００５２】
以上のように構成された鋳造装置１００を用いてＣｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により作製する場合には、坩堝１に収容された溶湯５が、出湯開口１２から出湯されて、流入開口３２を介して貯留槽３に一時的に貯留される。このようにして貯留槽３に貯留された溶湯５は、その湯面５１が排出開口３３を形成する開口部の下面３３ａよりも上方に超えると、排出開口３３から溢流し、貯留槽３から排出されることになる。そして、貯留槽３の排出開口３３から溢流して排出された溶湯５は、注湯開口２２を介して鋳型２に注湯される。
【００５３】
鋳造装置１００を用いてＣｕ−Ｇａ合金スラブを溶解鋳造により作製する場合には、前述のように、溶湯５が、坩堝１から直接的に鋳型２内に注湯されるのではなく、貯留槽３を介して鋳型２内に注湯されるので、鋳型２内に注湯されるときの溶湯５の運動エネルギーを減少させることができるとともに、注湯時における鋳型２の内面（特に底面）に衝突することによる溶湯５の飛散を防止することができる。これによって、鋳型２内に注湯されるときの溶湯５の対流を抑制することができるとともに、溶湯５の飛散を防止することができるので、鋳型２内において溶湯５を一様に凝固させることができ、そのため、大型のＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ひび割れ発生および内部欠陥の発生を充分に抑制して製造することができる。
【００５４】
また、図３に示すように、貯留槽３は、排出開口３３が形成される側壁３１２の外面が、鋳型２の内面（鋳型本体２１の内面）の上方に連なる位置に配置される。
【００５５】
このような貯留槽３を備える鋳造装置１００において、貯留槽３に貯留された溶湯５は、その湯面５１が排出開口３３を形成する開口部の下面３３ａよりも上方に超えると、排出開口３３から溢流し、排出開口３３が形成される側壁３１２の外面に沿って流過し、さらに、前記側壁３１２の外面に連なる鋳型２の内面に沿って面取り部２３を介して流過して、鋳型２に注湯される。これによって、鋳型２内に注湯されるときの溶湯５の対流を抑制することができるので、鋳型２内において溶湯５を一様に凝固させることができ、そのため、大型のＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ひび割れ発生を充分に抑制して製造することができる。
【００５６】
以上のような鋳造装置１００を用いてＣｕ−Ｇａ合金スラブを製造する場合、まず、坩堝１内にＣｕ、Ｇａおよび高融点金属の必要量を仕込む。このとき、高融点金属は、粒子状の固体粉末のものを用いる。このような粒子状の高融点金属において、その体積平均粒子径は、たとえば、１μｍ以上１００μｍ以下である。その後、坩堝１が投入されたチャンバ内を１０−１Ｔｏｒｒ以下まで減圧する。
【００５７】
チャンバ内が１０−１Ｔｏｒｒ以下まで減圧されたことを確認後、昇温速度５〜２０℃／分、好ましくは７〜１８℃／分で８００℃から１１００℃に昇温する。昇温速度が速すぎる場合、突沸が起こる可能性があり、昇温速度が遅すぎる場合、生産性が下がる。昇温後の保持温度（鋳造温度）は、合金組成の融点、鋳型２の材料、体積、比熱、密度などによって変化するが、ＣｕおよびＧａの融点以上、高融点金属の融点未満である。これによって、ＣｕおよびＧａは溶融するが、高融点金属は溶融しないので、高融点金属が結晶核としての機能を果たすことができる。たとえば、高融点金属として融点が２６２２℃のＭｏ（モリブデン）を用い、合金組成の融点が８５０℃である場合には、昇温後の保持温度（鋳造温度）は、９００℃以上１０００℃以下が好ましく、９２０℃以上９８０℃以下がより好ましい。昇温後の保持温度が高すぎる場合、電力消費等が増加するので、製品コストの増加につながる。昇温後の保持温度が低すぎる場合、注湯時に溶湯５が出湯開口１２で固まり、出湯開口１２が詰まるおそれがある。なお、大気中で昇温した場合、原料の酸化などの問題が起こり、歩留まりの低下につながる。
【００５８】
その後、昇温後の温度（鋳造温度）で３０分間〜１２時間、好ましくは１時間〜５時間保持し、高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯５（合金液体）にする。保持時間が短すぎる場合、合金が完全に混ざり合わない、または溶湯５中に残存する気体が除ききらず、後のさらに高真空化する工程で、突沸が起こる原因となり得る、長すぎる場合、やはり生産性の低下を招き好ましくない。
【００５９】
さらにその後、８×１０−４Ｔｏｒｒ以下、好ましくは５×１０−４Ｔｏｒｒまで減圧し、３０分間以上１２時間以下、好ましくは１時間以上５時間以下保持する。鋳造時のチャンバ内圧力が高い場合、鋳造後のＣｕ−Ｇａ合金スラブ内への気体の巻き込みが起こり、内部欠陥の原因となる。また低すぎる場合には、ポンプ性能をあげる必要性があり、製造機器の高コスト化につながる。さらに昇温前に減圧しすぎると、突沸の原因となるため、避けたほうがよい。保持時間が短い場合、溶湯５中に存在する気体が除ききれず、内部欠陥の原因となる。逆に長すぎる場合には、やはり生産性の低下を招き好ましくない。
【００６０】
以上のような工程を経て、坩堝１内において高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯５を得る。次に、坩堝１内の溶湯５を、出湯開口１２から出湯させる。出湯開口１２から出湯された溶湯５は、流入開口３２を介して貯留槽３に一時的に貯留される。このようにして貯留槽３に貯留された溶湯５は、その湯面５１が排出開口３３を形成する開口部の下面よりも上方に超えると、排出開口３３から溢流し、貯留槽３から排出される。そして、貯留槽３の排出開口３３から溢流して排出された溶湯５は、注湯開口２２を介して鋳型２に注湯される。
【００６１】
なお、鋳型２および貯留槽３を複数個並べて、一度に鋳造することも可能である。次に、鋳型２内で鋳造された高融点金属が含有されたＣｕ−Ｇａ合金を室温まで自然冷却した後、鋳型２からそのＣｕ−Ｇａ合金を取出す。
【００６２】
次に、鋳型２から取出した前記Ｃｕ−Ｇａ合金を大気圧下または真空下（好ましくは大気圧下）で加熱処理を行う。加熱処理時の温度としては、４５０℃以上７００℃未満、より好ましくは５００℃以上６００℃以下である。前記Ｃｕ−Ｇａ合金に加熱処理を施すことによって、鋳型２内において溶湯５が凝固されて得られた前記Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｃｕ中にＧａが偏析するのを抑制した上で、前記Ｃｕ−Ｇａ合金の内部に発生した応力を解放することができる。加熱処理時の温度が低すぎる場合、凝固時に発生した応力を解放できず、高すぎる場合は偏析が起こる。加熱処理の時間は、１時間以上１２時間以下が好ましく、より好ましくは２時間以上８時間以下である。加熱処理の時間が短すぎる場合、前記Ｃｕ−Ｇａ合金の内部応力の解放ができず、長すぎる場合生産性の低下につながる。
【００６３】
以上のようにして、Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とし、高融点金属が含有されるＣｕ−Ｇａ合金スラブを得ることができる。
【００６４】
なお、本実施形態では、高融点金属を坩堝１内に仕込む段階で投入したが、ＣｕおよびＧａのみをまず溶融させてＣｕ−Ｇａ合金の溶湯を得た後、そのＣｕ−Ｇａ合金の溶湯に高融点金属を投入するようにしてもよい。
【００６５】
得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブは、スパッタリングターゲットを作製するときのスラブとして、好適に用いることができる。
【００６６】
Ｃｕ−Ｇａ合金スラブをスパッタリングターゲットへと加工する方法としては、ワイヤー放電加工、放電加工、レーザー加工、研削機によるダイヤモンド切断加工、ダイヤモンドバンドソーを用いた切断加工、切削加工、ウォータージェット加工、ワイヤーソー、ブレードソーなど一般的な方法を採用することができる。これらの加工方法の中でも、Ｃｕ−Ｇａ合金が硬脆材であることを考慮すると、ワイヤー放電加工、ダイヤモンドバンドソー、放電加工、レーザー加工、ワイヤーソー、ウォータージェット加工などが好ましく、ワイヤー放電加工、ダイヤモンドバンドソー、ワイヤーソーがより好ましい。
【００６７】
Ｃｕ−Ｇａ合金スラブを、ワイヤー放電加工にてスパッタリングターゲットへと加工する場合、０．１ｍｍ以上０．４ｍｍ以下のワイヤー線を用いることが好ましく、より好ましくは０．２ｍｍ以上０．４ｍｍ以下のワイヤー線を使用する。また、ワイヤー放電加工における切断速度（加工速度）は、０．１ｍｍ／分以上８ｍｍ／分以下が好ましく、より好ましくは０．１ｍｍ／分以上３ｍｍ／分以下である。ワイヤー線の太さは、細すぎるとワイヤー線が加工中に切れる原因になり、また加工速度においては、遅すぎると生産性の低下につながり、早すぎると割れる原因になる。
【００６８】
本実施形態のＣｕ−Ｇａ合金スラブは、切断加工時などにおけるひび割れの発生を抑制することができるスラブであるので、その合金スラブを用いて作製されたスパッタリングターゲットは、ひび割れの発生が抑制されたものとなる。したがって、本実施形態のスパッタリングターゲットは、例えば、薄膜型太陽電池を構成する光吸収層の薄膜形成用のスパッタリングターゲットとして好適に用いることができる。
【００６９】
（実施例）
以下、本発明を実施例により更に詳細に説明するが、実施例は本発明の一実施態様であり、本発明を限定するものではない。
【００７０】
（実施例１）
＜鋳造装置＞
鋳造装置として、図１に示した、貯留槽を備える鋳造装置を用いた。
【００７１】
［坩堝］
・材質：高純度黒鉛（カーボン）
・出湯開口の開口直径：１２ｍｍ
【００７２】
［鋳型］
・材質：高純度黒鉛（カーボン）
・鋳型本体の内側における高さＺ１：６５０ｍｍ
・注湯開口の短辺の長さＸ１：７０ｍｍ
・注湯開口の長辺の長さＹ１：３５０ｍｍ
【００７３】
［貯留槽］
・材質：高純度黒鉛（カーボン）
・溶湯が注湯される直前の貯留槽の温度：２００℃
・貯留槽本体の高さＺ２：１２０ｍｍ
・流入開口の短辺の長さＸ２：１２８ｍｍ
・流入開口の長辺の長さＹ２：２５１ｍｍ
・底部から排出開口を形成する開口部の下端部までの距離Ｚ４：４５ｍｍ
・排出開口の長辺の長さＹ３：２００ｍｍ
・排出開口の短辺の長さＺ３：３０ｍｍ
【００７４】
まず、坩堝内に銅（Ｃｕ）６７６６０ｇ、ガリウム（Ｇａ）３１８４０ｇ、モリブデン（Ｍｏ）５００ｇを仕込み、坩堝が投入されたチャンバ内を１×１０−１Ｔｏｒｒ台まで減圧した後、９４０℃（鋳造温度）で１時間保持し、その後、２×１０−４Ｔｏｒｒ台まで減圧して２時間保持して、Ｍｏが含有されたＣｕ−Ｇａ合金の溶湯を得た。なお、高融点金属であるＭｏとしては、体積平均粒子径が３μｍの粒子状の微粉末を用いた。
【００７５】
次に、坩堝内の溶湯を、出湯開口から出湯させる。出湯開口から出湯された溶湯は、流入開口を介して貯留槽に一時的に貯留される。このようにして貯留槽に貯留された溶湯は、その湯面が排出開口を形成する開口部の下面よりも上方に超えると、排出開口から溢流し、鋳型に注湯される。このとき、注湯開口から流入して鋳型に注湯される溶湯の、単位時間あたりの注湯量は、２２．４ｋｇ／ｍｉｎであった。
【００７６】
次に、鋳型内で鋳造されたＣｕ−Ｇａ合金を室温まで自然冷却した後、鋳型からＣｕ−Ｇａ合金を取出して、熱風循環炉を用い、５７０℃で２時間の熱処理を行い、縦３４０ｍｍ×横４５０ｍｍ×厚さ５０ｍｍの直方体形状のＣｕ−Ｇａ合金スラブを得た。
【００７７】
（比較例１）
高融点金属であるＭｏを投入しなかったこと以外は実施例１と同様にして、縦３４０ｍｍ×横４５０ｍｍ×厚さ５０ｍｍの直方体形状のＣｕ−Ｇａ合金スラブを得た。
【００７８】
実施例１および比較例１で得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブについて、以下の評価を行った。
【００７９】
＜最大ひずみの評価＞
実施例１および比較例１で得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブを、ワイヤー放電加工機（０．３ｍｍのワイヤー線）を用いて、加工速度０．７ｍｍ／ｍｉｎで、縦３４０ｍｍ×横４５０ｍｍ×厚さ１０ｍｍのスライス板に加工した。その後、同じ条件で、スライス板を、縦４０ｍｍ×横１４０ｍｍ×厚さ１０ｍｍの曲げ試験用の試験片へと加工した。
【００８０】
得られた試験片を用いて、以下に示すような方法による３点曲げ試験を行い、最大ひずみの測定を行った。ここで示す最大ひずみとは、試験片の裏面の中央部にひずみゲージを接着して測定されるものであり、試験片破断時のひずみである。
【００８１】
上記ひずみは、試験片の長さと、この試験片に荷重を加えたときの試験片の長さの変化量とを用いて算出されるものであり、ひずみゲージにおけるゲージ率およびゲージ抵抗と、試験片に荷重を加えたときのひずみゲージの抵抗変化量とを用いて、下記式（１）のように算出される。
ひずみε（％）＝ΔＬ／Ｌ＝（ΔＲ／Ｒ）／Ｋ …（１）
（式中、Ｌは試験片の長さを示し、ΔＬは試験片に荷重を加えたときの試験片の長さの変化量を示し、Ｋはひずみゲージのゲージ率を示し、Ｒはひずみゲージのゲージ抵抗を示し、ΔＲは試験片に荷重を加えたときのひずみゲージの抵抗変化量を示す。）なお、最大ひずみの値が大きいほど、破断にいたるまでの試験片の変形量が大きいことを示し、試験片が、塑性加工を施しやすい材料であるといえる。
【００８２】
図４は、３点曲げ試験を行う様子を示す図である。３点曲げ試験では、まず、図４に示すように、一定距離（１００ｍｍ）離間して配置された２本の支点棒２０２の上に、図示しないひずみゲージ（株式会社共和電業製、ＫＦＧ−５−１２０−Ｃ１−１１−Ｌ１Ｍ３Ｒ）が接着された試験片２００の裏面２００ｂが、２本の支点棒２０２と接触するように試験片２００を置いた。２本の支点棒２０２間の中央に対応する試験片２００の表面２００ａに支持棒２０１を置き、矢符２０３の方向からクロスヘッドスピード１ｍｍ／分で荷重を加えて、試験片２００が破断するまでの応力とひずみとを測定した。２本の支点棒２０２および支持棒２０１には、それぞれΦ１２．７ｍｍ×５０ｍｍの棒を用いた。評価結果を表１に示す。
【００８３】
【表１】
【００８４】
表１の結果から、実施例１で得られたＣｕ−Ｇａ合金スラブを用いた試験片は、最大ひずみの値が大きく、塑性加工が施しやすい材料であることがわかる。
【符号の説明】
【００８５】
１ 坩堝
２ 鋳型
３ 貯留槽
１１ 坩堝本体
１２ 出湯開口
１３ 出湯案内部
２１ 鋳型本体
２２ 注湯開口
３１ 貯留槽本体
３２ 流入開口
３３ 排出開口
１００ 鋳造装置
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブであって、
前記Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されていることを特徴とする合金スラブ。
【請求項２】
前記高融点金属が、Ｍｏであることを特徴とする請求項１に記載の合金スラブ。
【請求項３】
前記Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｇａの組成比は、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の合金スラブ。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１つに記載の合金スラブを用いて作製されることを特徴とするスパッタリングターゲット。
【請求項１】
Ｃｕ−Ｇａ合金を主成分とする合金スラブであって、
前記Ｃｕ−Ｇａ合金よりも融点の高い高融点金属が、原子百分率で１ａｔ％以下含有されていることを特徴とする合金スラブ。
【請求項２】
前記高融点金属が、Ｍｏであることを特徴とする請求項１に記載の合金スラブ。
【請求項３】
前記Ｃｕ−Ｇａ合金において、Ｇａの組成比は、原子百分率で１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の合金スラブ。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１つに記載の合金スラブを用いて作製されることを特徴とするスパッタリングターゲット。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図２】
【図３】
【図４】
【公開番号】特開２０１３−９１８２２（Ｐ２０１３−９１８２２Ａ）
【公開日】平成２５年５月１６日（２０１３．５．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２３３４４６（Ｐ２０１１−２３３４４６）
【出願日】平成２３年１０月２４日（２０１１．１０．２４）
【出願人】（０００００２０９３）住友化学株式会社 (8,981)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年５月１６日（２０１３．５．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１０月２４日（２０１１．１０．２４）
【出願人】（０００００２０９３）住友化学株式会社 (8,981)
【Ｆターム（参考）】
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