溅射靶及其制造方法
技术领域
本发明涉及在形成主要含有Cu、Ga的化合物膜时所使用的溅射靶及其制造方法。
背景技术
现有技术中,CuGa靶是为了制造太阳能电池而必需的材料,该太阳能电池是将通过所谓的硒(Se)化法而得的Cu-In-Ga-Se四元系合金膜(所谓的CIGS膜)用于光吸收层而制成。另外,所谓硒化法,例如是如下的方法:溅射约500nm的CuGa,于其上溅射约500nm的In,将所得的层叠膜在500℃的H2Se气体中加热,使Se扩散至CuGaIn中,而形成CuInGaSe的化合物膜(参照专利文献1)。
另一方面,为了提高包含Cu-In-Ga-Se四元系合金膜的光吸收层的发电效率,需要在该光吸收层中添加Na。例如,非专利文献1中提出,通常将前体膜(Cu-In-Ga-Se四元系合金膜)中的Na含量设为0.1%左右。
[现有技术文献]
[专利文献]
[专利文献1]日本专利第3249408号公报
[非专利文献]
[非专利文献1]A.Romeo、“DevelopmentofThin-filmCu(In,Ga)Se2andCdTeSolarCells”、Prog.Photovolt:Res.Appl.2004;12:93-111(DOI:10.1002/pip.527)
发明内容
发明要解决的问题
所述现有的技术中,仍余留以下的问题。
即,由于高密度且高Ga含量的CuGa靶非常硬且缺乏延展性,因此难以通过切削进行表面加工,而有不得不使用研削加工的问题。因此,靶的加工速度慢,且复杂形状的加工非常困难。另外,即便是在CuGa中掺杂Na的靶中,也有所述同样的问题。
本发明是鉴于所述的问题而完成,其目的是提供机械加工性优异,可以形成主要含有Cu、Ga的化合物膜的溅射靶及其制造方法。
解决问题的手段
本发明者们为了制造主要含有Cu、Ga的化合物膜用溅射靶而进行研究。结果弄清,若添加少量的Bi,则可以改善机械加工性。
因此,本发明是根据所述发现而获得,为了解决所述问题,而采用以下的构成。即,第1发明的溅射靶的特征在于具有以下的成分组成:相对于靶中的全部金属元素,含有Ga:15原子%~40原子%(at%)、Bi:0.1原子%~5原子%,其余为Cu及不可避免的杂质。
该第1发明中,由于含有Bi:0.1原子%~5原子%,因此即便是高密度,也可以具有高的被切削性。
另外,将Bi的添加量设定为所述范围内的理由是:若Bi的添加量小于0.1原子%,则无法获得机械加工性提高的效果,若Bi的添加量超过5原子%,则溅射靶会脆化,在切削加工时容易产生裂缝或缺陷。
将Ga的含量规定为15原子%~40原子%的理由是:如专利文献2所记载的,该范围的Ga含量可形成转换效率高的CIGS光吸收层,因此是通常的Ga添加量。
另外,第2发明的特征在于,在第1发明的溅射靶中,具有以下的组织:在以Cu-Ga合金为主的合金相的结晶晶粒内或其晶界上,包含Bi金属单质或含有10原子%以上的Bi的金属间化合物。
即,该溅射靶中具有以下的组织:在以Cu-Ga合金为主的合金相的结晶晶粒中或其晶界(以下有时简记为晶界等)上,包含Bi的金属元素单质或含有10%原子以上浓度的Bi的金属间化合物,因此可以通过存在于晶界等上的Bi金属元素单质或含有10原子%以上浓度的Bi的金属间化合物发挥快削性,并且可以提高被切削性。通常,在Cu中可以固溶最大0.5原子%左右的Bi,在Ga中可以固溶0.2原子%左右的Bi,但根据本研究,与固溶了0.5原子%左右的Bi相比,Bi金属单相或含有10原子%以上的Bi的金属间化合物的存在,对于合金的快削性的提高会更有效。
另外,第3发明的特征在于,在第2发明的溅射靶中,进一步地,溅射靶基体中的含有10原子%以上的Bi的金属间化合物为Cu5Bi2。
本发明者们发现,在添加Bi的情况下,溅射靶基体中的Cu5Bi2的存在会对溅射靶的被切削性造成影响。即判定,若Bi以Cu5Bi2的形态包含在溅射靶中,则在溅射靶的机械加工时,可以进一步降低碎屑或缺陷等的产生。
另外,第4发明的特征在于,在第1发明至第3发明中任一项的溅射靶中,溅射靶基体中的金属相的平均粒径为100μm以下。
即,该溅射靶中,若金属相的平均粒径超过100μm,则靶在加工中沿着晶界容易产生碎屑或裂缝,而影响因添加Bi所带来的快削性的改善效果,因此将金属相的平均粒径设定为100μm以下。
另外,第5发明的特征在于,在第1发明至第4发明中任一项的溅射靶中,溅射靶基体中的含有Bi的相的平均粒径为80μm以下。
即,在该溅射靶中,通过将含有Bi的相的平均粒径调整为相对较小的尺寸,从而含有Bi的相容易集中在CuGa基体的晶界上,因而可以有效地防止加工中的晶界裂缝。而且,通过降低含有Bi的相尺寸,并使低熔点且与CuGa基体相比特别柔软的含有Bi的相均匀地分布在靶基体中,从而可以实现在切削中使切削工具与靶表面有效地润滑的效果。另外,若使含有Bi的相的尺寸大于80μm,则在靶组织中,相对高熔点、高硬度的包含Cu及Ga的相、与低熔点、低硬度的含有Bi的相的切削性差异在切削中会大大地显现,而有导致靶的表面粗糙度增加的问题。
另外,所述金属相及含有Bi的相的平均粒径定义为粒子的外接长方形的长径的平均值。
第6发明的特征在于,在第1发明至第5发明中任一项的溅射靶中,进一步以NaF化合物、Na2S化合物或Na2Se化合物的形态含有Na,且相对于溅射靶中的全部金属元素,含有0.05原子%~15原子%的Na。
即,在该溅射靶中,进一步地,Na为NaF化合物、Na2S化合物或Na2Se化合物的形态,相对于溅射靶中的全部金属元素,含有0.05原子%~15原子%的Na,因此可以形成含有对发电效率的提高有效的Na的Cu-Ga膜。另外,该含有Na的Cu-Ga膜中的F(氟)、硫(S),不会对太阳能电池的光吸收层的特性造成特别的影响。
此处,将Na的含量设定为所述范围的理由是:若Na添加量超过15原子%,则与成为基底的Mo电极的密接力降低,在其后的硒化加工中会产生膜剥离。另一方面,若Na添加量少于0.05原子%,则无法获得发电效率的提高效果。另外,Na的优选的量为0.1原子%~5原子%。
第7发明是制造第1发明至第5发明中任一项的溅射靶的方法,其特征在于包括:将至少Cu、Ga及Bi的各元素的单质或含有这些中2种以上的元素的合金在1050℃以上熔融,并制作铸块的步骤。
即,在该溅射靶的制造方法中,通过在1050℃以上熔融原料,而可以将铸块组织中的Ga、Bi确实且均匀地分散,并且可以均匀地提高烧结体整体的切削加工性。
第8发明是制作第1发明至第5发明中任一项的溅射靶的方法,其特征在于包括:制作原料粉末的步骤,该原料粉末是至少Cu、Ga及Bi的各元素单质或含有这些中2种以上的元素的合金的粉末;将所述原料粉末在真空、惰性气体气氛或还原性气体气氛中热加工的步骤;所述原料粉末所含的Ga以CuGa合金或GaBi合金的形态被包含。
另外,第9发明是制作第6发明的溅射靶的方法,其特征在于包括:制作至少Cu、Ga及Bi的各元素的单质或含有这些中2种以上的元素的合金的金属粉末,在所述金属粉末中混合NaF粉末、Na2S粉末或Na2Se粉末而制作原料粉末的步骤;将所述原料粉末在真空、惰性气体气氛或还原性气体气氛中热加工的步骤;所述原料粉末所含的Ga以CuGa合金或GaBi合金的形态含有。
即,在这些溅射靶的制造方法中,由于原料粉末以CuGa合金或GaBi合金的形态含有Ga,因此与仅以金属Ga添加于原料粉末中的情况相比,可以将烧结体组织中的Ga更确实地合金化,并且可以进一步提高烧结体的切削加工性。
发明效果
根据本发明,发挥以下的效果。
即,根据本发明的溅射靶及其制造方法,由于含有Bi:0.1原子%~5原子%,因此即便是高密度,也可以具有高的被削性。因此,在本发明的溅射靶中,容易通过切削进行表面加工,溅射靶的加工速度快,且复杂形状的加工也容易。另外,通过使用本发明的溅射靶,可以通过溅射法形成含有Bi的Cu-Ga膜。
附图说明
图1是表示本发明的溅射靶及其制造方法的实施例6中的加工后的靶表面的照片。
图2是表示本发明的溅射靶及其制造方法的比较例5中的加工后的靶表面的照片。
图3是表示本发明的实施例6中通过电子探针微量分析器(EPMA)获得的组成像(COMP像)、Cu的元素映射像、Ga的元素映射像及Bi的元素映射像的照片。
具体实施方式
以下,说明本发明的溅射靶及其制造方法的一个实施方案。
本实施方案的溅射靶具有以下的成分组成,相对于溅射靶中的全部金属元素,含有Ga:15原子%~40原子%,而且含有Bi:0.1原子%~5原子%,其余部分为Cu及不可避免的杂质。
另外具有以下的组织:在以Cu-Ga合金为主的合金相的结晶晶粒内或晶界上,包含Bi单质或含有10原子%以上Bi的金属间化合物的至少一种。
而且,含有10原子%以上Bi的金属间化合物包括Cu5Bi2。
另外,溅射靶基体中的金属相的平均粒径优选100μm以下。而且,溅射靶基体中的含有Bi的相的平均粒径优选80μm以下。
另外,Bi是相对较难粉碎的金属,在通过粉碎由Bi锭制作Bi粉末时,通常为数百微米(μm)尺寸,但根据本发明的研究,由于靶组织中的Bi相的平均粒径为80μm以下,因此因切削加工所造成的对靶表面的损伤更少,而可以获得更平坦的加工面。
另外,Bi单质或Bi的金属间化合物例如优选在200μm×150μm的范围内存在3个以上的粒径(当量内切圆直径)为0.3μm以上的相。另外,位于以Cu-Ga合金为主的合金相的结晶粒内或晶界上的Bi单质或Bi金属间化合物,例如可以通过利用电子探针微量分析器(EPMA)所得的Cu、Ga、Bi元素映射像进行观察,也可以测定其粒径。
而且,在本实施方案的溅射靶中,靶基体中的Ga优选以Cu-Ga二元合金的形态含有。即在溅射靶基体中,由于不存在Ga单质,因而进一步提高了溅射靶的切削性。Ga单质的有无的判定及CuGa合金的有无,例如可以通过溅射靶的X射线衍射(XRD)测定进行判定。
即,将这些溅射靶的表面研磨后(Ra:5μm以下),进行XRD测定,通过属于Ga单质的θ=15.24°(方位111)左右、22.77°(113)左右、23.27°(202)左右的峰值,可以判定Ga单质的存在。CuGa合金的有无,可以通过同样的方法进行XRD测定,并通过标准衍射曲线的图表进行判定。
溅射靶基体中的Ga合金的形成方法有:在原料粉末中以CuGa的合金或金属间化合物、GaBi的合金或金属间化合物的形态,添加作为溅射靶的原料的Ga的方法;或将成为原料的Cu、Ga、Bi一起熔融,制成合金的方法等。
另外,本实施方案的溅射靶中,以NaF化合物、Na2S化合物或Na2Se化合物的形态含有Na,相对于溅射靶中的全部金属元素,可以含有0.05原子%~15原子%的Na。
所述各金属元素的组成评价是将溅射靶粉碎,使用ICP法(高频感应耦合等离子体法)对含量进行定量分析。
制作所述本实施方案的溅射靶可以采用熔融铸造法以及粉末烧结法。
熔融铸造法包括:将至少Cu、Ga及Bi的各元素的单质或含有这些中2种以上的元素的合金在1050℃以上熔融,并制作铸块的步骤;和根据需要将所得的铸块进行轧制,而制作溅射靶的步骤。
另外,含有15原子%以上的Ga、含有0.1原子%以上的Bi的CuGaBi系合金的熔点为1000℃以下,但将熔融温度设定为1050℃以上的理由是,若使熔融温度小于1050℃,则Cu、Ga、Bi的混合熔液的粘度高,所熔融的各元素的均匀的混合非常困难。即,所得的锭中的含有Bi的相的微细化变得困难,靶加工中裂缝、缺陷的发生率变高,因此将熔融温度设定为1050℃以上。
粉末烧结法包括:制作原料粉末的步骤,该原料粉末是至少Cu、Ga及Bi的各元素的单质或含有这些中2种以上的元素的合金的粉末;将原料粉末在真空、惰性气体气氛或还原性气体气氛中进行通过热压制(HP)或热等静压法(HIP)所进行的烧结等的热加工的步骤。另外,其他的热加工步骤可以采用:将所制作的原料粉末加压成形后,在真空或气压为0.01kgf/cm2~10kgf/cm2的惰性气体气氛中或还原性气体气氛中,在非加压状态下烧结等热加工的步骤。另外,所述原料粉末所含的Ga优选以CuGa合金或GaBi合金的形态含有。
另外,在使用所述热压制法的烧结中,优选在热压制温度(热压制时的保持温度)为500℃~900℃的范围内进行。将该热压制温度设定为所述范围的理由是,若热压制温度小于500℃,则烧结体的密度低,且在切削加工时容易产生碎屑,若热压制温度超过900℃,则热压制中CuGa相的平均粒径增大,而导致出现加工缺陷。
另外,在使用所述HIP法的烧结中,优选在HIP温度(HIP时的保持温度)为400℃~900℃的范围内进行。将HIP温度设定为所述范围的理由是,若HIP温度小于400℃,则烧结体的密度低,且在切削加工时容易产生碎屑,若HIP温度超过900℃,则在HIP中CuGa相的平均粒径增大,而导致出现加工缺陷。
在使用将原料粉末加压成形后,将成形体在真空、惰性气体气氛或还原性气体气氛中烧结的方法的烧结时,优选在烧结温度(烧结时的保持温度)为550℃~900℃的范围内进行。另外,将烧结温度设定为所述范围的理由是,若烧结温度小于550℃,则烧结体的密度低,且在切削加工时容易产生碎屑,若烧结温度超过900℃,则CuGa相的平均粒径增大,而导致出现加工缺陷。
用于进行该热加工的原料粉末的制造,例如通过以下的(a)~(d)的任一种方法进行。
(a)利用雾化装置,将预定量的CuGaBi全部制造成为CuGaBi雾化粉,从而制成原料粉末。另外,在添加Na时,将预定量的NaF、Na2S或Na2Se的粉末混合于所述原料粉末中。
(b)利用雾化装置,将预定量的CuGa全部制造成为CuGa雾化粉,接着将Bi粉末与该CuGa雾化粉混合,而制作预定组成的原料粉末。另外,在添加Na时,将预定量的NaF、Na2S或Na2Se的粉末混合于所述原料粉末中。
(c)利用雾化装置,制作CuGaBi雾化粉,接着将CuGa粉、Cu粉或Bi粉(或Cu与Bi的金属间化合物)添加至该CuGaBi雾化粉中,而制作预定组成的混合粉末。另外,在添加Na时,将预定量的NaF、Na2S或Na2Se的粉末混合于所述原料粉末中。
(d)将预定量的CuGaBi全部熔融,将所铸造的锭粉碎,将其粉末用作原料粉末。另外,在添加Na时,将预定量的NaF、Na2S或Na2Se的粉末混合于所述原料粉末中。另外,也可以熔融预定量的CuGa,将所铸造的锭粉碎,在其粉末中添加Bi粉末或Bi与Cu的金属间化合物粉,从而制作混合粉末。
接着,对通过所述(a)~(d)的任一种方法制作的原料粉末,通过热压制或HIP(热等静压法),或将原料粉末加压成形后,将成形体烧结等的方法进行热加工。另外,进行这些热加工时,为了防止Cu-Ga合金或Cu的氧化,在真空、惰性气体气氛中或还原性气体气氛中进行。由于热压制或HIP的压力会对溅射靶烧结体的密度造成大的影响,因此热压制中的优选压力设为100kgf/cm2~500kgf/cm2。HIP时的优选压力设为500kgf/cm2~1500kgf/cm2。另外,加压可以在烧结升温开始前进行,也可以在到达一定温度后进行。
接着,通过所述热加工烧结的含有Bi的Cu-Ga烧结体(或含有Bi、Na的Cu-Ga烧结体),由于机械加工性优异,因此使用切削加工法,加工成溅射靶的指定形状。并且,使用In将该加工后的溅射靶粘附于包含Cu或Cu合金的背衬板上,供于溅射。
另外,为了防止经过加工的溅射靶的氧化、吸湿,优选通过真空包装或进行了惰性气体置换的包装保管整个溅射靶。
使用如此制作的本实施方案的溅射靶的溅射,通过直流(DC)磁控溅射法在Ar气中进行。在此时的直流溅射中,可以使用附加脉冲电压的脉冲重叠电源,也可以是无脉冲的DC电源。
如此在本实施方案的溅射靶中,由于含有Bi:0.1原子%~5原子%,因此即便是高密度,也可以具有高的切削性。特别是由于具有以下的组织:在以Cu-Ga合金为主的合金相的结晶晶粒中或其晶界上,包含Bi单质或含有10原子%以上的Bi的金属间化合物,因此晶界等上所存在的Bi单质或Bi金属间化合物会使结晶晶粒间的强度降低,从而也成为切削时的润滑材料,因此可以进一步提高切削性。
另外,由于靶基体中的Ga以Cu-Ga二元合金的形态含有,因此通过将Ga制成Cu-Ga的固溶体或金属间化合物,从而在烧结后,在切削加工中,不会产生碎屑、缺陷,并且可以实现适于溅射的加工表面。
而且,溅射靶基体中的Cu5Bi2的存在会对溅射靶的被切削性造成影响,在机械加工时,会进一步降低碎屑或缺陷等的产生。
另外,Na以NaF化合物、Na2S化合物或Na2Se化合物的形态含有,相对于溅射靶中的全部金属元素,而含有0.05原子%~15原子%的Na时,通过溅射法可以形成含有对发电效率的提高有效的Na的Cu-Ga膜。另外,该含有Na的Cu-Ga膜中的F(氟)、硫(S),不会对太阳能电池的光吸收层的特性造成特别影响。
[实施例]
接着,通过根据所述实施方案而实际制作的实施例,评价本发明的溅射靶及其制造方法,并对评价的结果进行说明。
(原料粉末的制作)
首先,作为实施例1~实施例3、实施例5、实施例6、实施例9、实施例10的原料粉,如表1的组成,将Cu、Bi、Ga的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGaBi雾化粉末。
作为实施例4的原料粉末,如表1的组成,将Bi、Ga的全部及Cu的一半量装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGaBi雾化粉末。接着,在所得的CuGaBi雾化粉中投入平均粒径为2μm以下的Cu粉末,使用干式球磨机(直径:5mm的ZrO2球、球与金属粉的重量比=3:1)混合4小时,而制作成为预定组成的Cu、Ga、Bi混合粉。另外,实施例、比较例中干式球磨机均全部使用同样的条件。
作为实施例7的原料粉末,如表1的组成,将Cu、Bi、Ga的全部装入至真空熔融炉中,升温至1150℃后,确认金属全部变成熔液后,将熔液排出至水冷铸模,而制作包含CuGaBi的锭。接着,将所得的CuGaBi锭粉碎成平均粒径为30μm,从而制作成为预定组成的Cu、Ga、Bi混合粉。
作为实施例8、实施例11的原料粉末,首先将Cu、Ga原料装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作包含CuGa的雾化粉末。接着,使用干式球磨机将平均粒径为44.5μm的Bi金属粉末按表1的组成与所得的CuGa雾化粉一起混合4小时,而制作成为表1的预定组成的Cu、Ga、Bi混合粉。
实施例12、实施例13如表1的组成,将Cu、Bi、Ga的全部装入至真空熔融炉中,升温至1200℃后,确认金属全部变成熔液后,将熔液排出至水冷铸模(表3中记载为有急速冷却),制作包含CuGaBi的锭。接着,将实施例12的锭进行800℃的热轧。另外,锭厚度方向的压缩率(轧制前的厚度/轧制后的厚度×100%)为200%。另外,轧制后,在750℃下进行1小时的退火。
作为实施例14的原料粉末,首先如表1的组成,将Cu、Ga的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGa雾化粉末。接着,在所得的CuGa雾化粉中,投入粉碎成平均粒径为65μm的Bi粉末、和平均粒径为1μm以下的NaF粉末,使用干式球磨机混合8小时,制作表1的混合粉末。
作为实施例15的原料粉末,首先准备包含Cu:Ga:Bi=84.8:15:0.2(原子)的CuGaBi的雾化粉末,接着如表1的组成,投入平均粒径为32μm的Cu:Ga=85:15(原子)的CuGa雾化粉、和平均粒径为1μm以下的NaF粉末,使用干式球磨机混合8小时,制作表1的混合粉末。
作为实施例16~实施例18的原料粉末,首先如表1的组成,将Cu、Ga、Bi的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGaBi雾化粉末。接着,在所得的CuGaBi雾化粉中,投入平均粒径为1μm以下的NaF、Na2S或Na2Se粉末,使用干式球磨机混合8小时,制作表1的混合粉末。
“比较例”
作为本发明的比较例1~比较例3的原料粉末,如表2的组成,将Cu、Ga的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作表2的CuGa雾化粉末。
本发明的比较例4是将Cu、Ga、Bi的各金属的全部装入至真空熔融炉中,升温至1150℃后,确认金属全部变成熔液后,将熔液排出至石墨制铸模,在真空炉中冷却至200℃而制作包含CuGaBi的锭。另外,不进行轧制。
作为本发明的比较例5、比较例8、比较例10、比较例11的原料粉末,如表2的组成,将Cu、Ga、Bi的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作表2的CuGaBi雾化粉末。
作为比较例6的原料粉末,首先将Cu、Ga的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGa雾化粉末。接着,在所得的CuGa雾化粉中投入粉碎成平均粒径为500μm的Bi粉末,使用干式球磨机混合8小时,而制作表2的混合粉末。
比较例7是如表1的组成,将Cu、Bi、Ga的各金属的全部装入至真空熔融炉中,升温至1200℃后,确认金属全部变成熔液后,将熔液排出至水冷铸模(表4中记载为有急速冷却),而制作包含CuGaBi的锭。另外,不进行轧制。
作为比较例9的原料粉末,首先如表2的组成,将Cu、Ga的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGa雾化粉末。接着,在所得的CuGa雾化粉中,投入粉碎成平均粒径为200μm的Bi粉末和平均粒径为1μm以下的NaF粉末,使用干式球磨机混合8小时,而制作表1的混合粉末。
作为比较例12的原料粉末,将Cu、Ga的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGa雾化粉末。接着,在所得的CuGa雾化粉中,投入平均粒径为30μm的Bi金属粉末、和平均粒径为1μm以下的Na2S粉末,使用干式球磨机混合4小时,而制作表2的混合粉末。
作为比较例13的原料粉末,将Cu、Ga、Bi的各金属的全部装入至雾化装置中,升温至1150℃,确认金属全部变成熔液,并进行雾化,藉此制作CuGaBi雾化粉末。接着,在所得的CuGaBi雾化粉中,投入平均粒径为1μm以下的Na2Se粉末,使用干式球磨机混合4小时,而制作表2的混合粉末。
(溅射靶的制作、评价)
使用如此制作的实施例和比较例的原料粉末,通过表3和表4所示的真空热压制法、HIP法或加压成形后的气氛烧结法(烧结时的气氛是使用2大气压的20%氢气与80%氮气的混合气体)、或铸造法等方法,制作直径80mm、厚度6mm的溅射靶。算出所得的溅射靶的尺寸密度,将作为理论密度比而计算的结果示于表3和表4。
另外,理论密度的计算是将熔融靶中的Cu、Ga、Bi的金属相并缓慢冷却而得的无缺陷的铸块密度设为该组成CuGaBi合金的理论密度,将其与靶的密度之比(靶密度/理论密度×100%)设为理论密度比。另外,在添加NaF、Na2S或Na2Se时,使用这些化合物相的添加量计算其体积比例。计算烧结体中的金属相的理论密度与Na化合物的理论密度,以用与靶尺寸密度之比计算理论密度比。
接着,进行靶的组织观察及X射线衍射测定,并且通过ICP法(高频感应耦合等离子体法)进行靶中的金属成分Ga、Bi、Na的定量分析。另外,靶的加工性及切削效果的评价,是分别测定加工后碎屑的有无及表面粗糙度(Ra:算术平均粗糙度、Rz:十点平均粗糙度)而进行评价。将其结果示于表5和表6。
溅射靶的组织观察是利用树脂填埋经烧结的溅射靶的破片,以成为平坦的面的方式进行湿式研磨后,通过利用EPMA(电子探针微量分析器:JEOL制造的JXA-8500F)测定Cu、Ga、Bi的各元素的面分布(MAPPING)来进行。观察条件设定:加速电压15kV、照射电流50nA、扫描类型:单方向、像素(X,Y)240,180、光斑尺寸(X,Y)0.1μm,0.1μm、测定时间10mS。另外,将观察倍率设为2000倍,将200μm×150μm的范围分成数次测定元素分布(映射)。根据所得的映射影像,确认Bi单质及Bi金属间化合物的至少一种存在的组织(以下称为夹杂Bi相)是否存在于以Cu-Ga合金为主的合金相的结晶晶粒内或晶界。接着,在Bi的组成分布图中,对夹杂Bi相测量当量内切圆直径为0.1μm以上的部位的数量。将以上结果示于表5和表6。
另外,关于加工性及切削效果的评价方法,首先使用森精机制作所制造的车床:MS850G,将实施例或比较例的经烧结的CuGa烧结体或CuGaBi烧结体进行干式加工。烧结体尺寸为直径:φ80mm、厚度:6mm。另外,加工时的旋转速度设为140rpm、切削工具的切入深度设为0.3mm、输送速度设为0.097mm/rev。所使用的加工用刀具(三菱材料制造)为形状型号:STFER1616H16、嵌入件(insert)形状型号:TEGX160302L,材料种类为HTi10。接着,评价从各烧结体的表面切削0.5mm厚度后的烧结体表面。即,在距该经加工的烧结体的中心部20mm的部位,进行表面粗糙度测定与表面的加工碎屑有无的确认。另外,表面粗糙度的测定装置是使用三丰制造的surftestSV-3000,评价长度设为4mm。另外,碎屑有无的判定是利用低倍率光学显微镜对22cm2的范围拍摄照片,根据当量内切圆直径为0.3mm以上的碎屑的有无进行判断。
[表1]
[表2]
[表3]
*1HP、HIP法是烧结时的压力,压制成形、烧结法是压制压力
*2熔融铸造时是熔融温度℃
*3铸造时是有无轧制
[表4]
*1HP、HIP法是烧结时的压力,压制成形、烧结法是压制压力
*2熔融铸造时是熔融温度℃
*3铸造时是有无轧制
[表5]
[表6]
根据这些评价结果可知,未添加Bi或少于本发明的Bi含量的比较例1~比较例4、及多于本发明的Bi含量的比较例6中,加工后表面粗糙度Ra均为1.0μm以上、Rz均为10.1μm以上而较大,相对于此,以有效的量添加Bi的本发明的实施例1~实施例18中,加工后均无碎屑,表面粗糙度Ra均为0.8μm以下、Rz均为7.2μm以下而较小,可获得优异的被切削性。另外,全部的实施例可以实施良好的加工,相对于此,少于本发明的Bi含量的比较例5、比较例7、比较例10、比较例12、比较例13及多于本发明的Bi含量的比较例8、比较例9、比较例11中,加工中均产生缺陷或裂缝,而无法进行目标溅射靶的加工。
将作为一例的为Cu69Ga30Bi1(原子%)的本发明实施例6、与为Cu69.9Ga29.7Bi0.01(原子%)的本发明比较例5的加工后的靶表面的照片表示于图1和图2。
另外,根据组织观察结果可以判断,本发明的实施例1~实施例18中,夹杂Bi相的个数均为6以上,并分散于组织中。另外,关于作为一例的为Cu69Ga30Bi1(原子%)的本发明的实施例6,将利用EPMA所得的元素分布映射像表示于图3。该EPMA的图像中,原图像均是彩色像,利用灰度转换为黑白图像而记载,亮度越高,则有含量越高的倾向。
另外,本发明的实施例的溅射靶均可以获得95%以上的高密度。
另外,本发明的技术范围并不限定于所述实施方案及所述实施例,在不脱离本发明的主旨的范围内,可以增加各种变更。