CN105102648A - 蓝宝石单晶生长用坩埚和蓝宝石单晶生长方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题在于提供能够使蓝宝石生长的成本比以往降低的结构的蓝宝石单晶生长用坩埚。本发明的蓝宝石单晶生长用坩埚由钨和不可避杂质构成，或者由含有3质量％以上且60质量％以下的钨的钨-钼合金和不可避杂质构成，其具有圆筒部和与所述圆筒部连接的无接缝的底部，至少其内周的表面粗糙度为：最大高度Ry为7μm以下、算术平均粗糙度Ra为1μm以下。

Description

蓝宝石单晶生长用坩埚和蓝宝石单晶生长方法
技术领域
本发明涉及蓝宝石单晶生长用坩埚和蓝宝石单晶生长方法。
背景技术
蓝宝石单晶是透射率和机械性能优异的材料，例如作为光学材料被广泛使用，进一步越来越多地用作GaN生长用的外延基板。
以往，该蓝宝石单晶通过使用铱、钨、钼等的坩埚，使用提拉法(也称为Czochralski法、CZ法等)、EFG(Edge-defined.Film-fedGrowth，限边馈膜生长)法、Kyropoulos法(泡生法)由晶种进行生长来得到。
另一方面，近年来，为了提高蓝宝石的成品率，蓝宝石单晶变得大型化，出现了难以利用上述提拉法那样的现有的蓝宝石单晶的制造方法进行生长的尺寸。
因此，作为能够应对这样的蓝宝石单晶的大型化的生长方法，开始使用HEM(HeatExchangeMethod，热交换)法(非专利文献1)。
在此，上述的坩埚材料中，钼与铱、钨相比成本较低，因此广泛用作坩埚的材料(专利文献1)。
另一方面，蓝宝石的熔点超过2000℃，因此，也是用在钼中含有钨的钼-钨合金(专利文献2～4)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-270345号公报
专利文献2：日本特开2011-127150号公报
专利文献3：日本特开2011-127839号公报
专利文献4：日本专利第3917208号说明书
非专利文献
非专利文献1：FrederickSchmid,ChandraP.Khattak,andD.MarkFelt,“ProducingLargeSapphireforOpticalApplications”,AmericanCeramicSocietyBulletin,February1994Volume73,No.2,p39-44.
发明内容
发明所要解决的课题
但是，对于上述文献记载的坩埚而言，需要在蓝宝石生长后破坏坩埚将蓝宝石取出，未设想坩埚的再利用。因此，每生长一次蓝宝石就需要将坩埚废弃，难以降低蓝宝石生长的成本。
特别是对于使用钼的坩埚而言，在对熔融的蓝宝石进行冷却时，由于在常温附近钼的热膨胀率比蓝宝石大，因此坩埚大幅收缩。
因此，难以在不破坏坩埚的情况下将内部的蓝宝石晶锭取出，此外，在收缩时产生压应力，有可能给蓝宝石的晶体取向等带来不良影响。
另外，上述文献记载的坩埚中，熔融的氧化铝浸蚀钼的晶界，结果，有时几十微米至毫米级的钼颗粒脱落，混入到蓝宝石结晶中，导致蓝宝石结晶的着色、结晶性的劣化。这种发生有混入情况的蓝宝石有时无法使用，从而给成品率带来不良影响，因此难以降低蓝宝石生长的成本。
本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于提供能够使蓝宝石生长的成本比以往降低的结构的蓝宝石单晶生长用坩埚。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，本发明人对于使坩埚能够再利用、且能够抑制坩埚成分混入到熔化后的蓝宝石中的坩埚所需要的条件、特别是与蓝宝石接触的坩埚内周面的形状进行了再次研究。
结果发现，通过使坩埚内周面的表面粗糙度为规定的范围，能够实现坩埚的再利用，且能够抑制坩埚成分混入到熔化后的蓝宝石中，从而完成了本发明。
即，本发明的第1方式为一种蓝宝石单晶生长用坩埚，其由钨和不可避杂质构成，或者由含有3质量％以上且60质量％以下的钨的钨-钼合金和不可避杂质构成，其具有圆筒部和以与上述圆筒部连接的方式设置的底部，至少其内周的表面粗糙度为：最大高度Ry为7μm以下、算术平均粗糙度Ra为1μm以下。
本发明的第2方式为一种蓝宝石单晶生长方法，其使用了第1方式所述的蓝宝石单晶生长用坩埚。
发明的效果
根据本发明，可以提供能够使蓝宝石生长的成本比以往降低的结构的蓝宝石单晶生长用坩埚。
附图说明
图1为示出蓝宝石单晶生长用坩埚1的截面图。
图2为示出蓝宝石单晶生长用坩埚1的制造方法的一例的流程图。
图3为示出蓝宝石单晶生长用坩埚1的制造方法的一例的流程图。
具体实施方式
以下，参照附图详细地说明本发明的优选实施方式。
首先，参照图1对本发明的实施方式的蓝宝石单晶生长用坩埚1的形状进行说明。
在此，作为蓝宝石单晶生长用坩埚1，例示了利用HEM法得到的单晶生长用坩埚。
如图1所示，蓝宝石单晶生长用坩埚1具有圆筒部3和与圆筒部3连接的无接缝的圆锥台形状的底部7，进而，在开口部设置有凸缘9。
以下，对构成蓝宝石单晶生长用坩埚1的部件的形状、组成和蓝宝石单晶生长用坩埚1的制造方法进行说明。
<材料>
作为构成蓝宝石单晶生长用坩埚1的材料，优选可耐受蓝宝石(氧化铝)的熔融温度、高温强度优异、且热膨胀率的温度变化与蓝宝石接近的材料(或者热膨胀率本身极小的材料)。
作为这样的材料，优选钨。即，钨在金属中具有3400℃的最高熔点，具有高的高温强度。
另一方面，如果考虑到加工性，则有时优选使用在钨中含有钼的钨-钼合金。
这种情况下，优选使用在钼中含有3质量％以上且30质量％以下的钨的合金。这是因为，钨的含量小于3质量时，无法得到含有钨的效果，超过30质量％时，特性、特别是加工性与钨酷似，因此制成合金的技术意义降低。另外还因为，在烧结时钨成分与钼成分的合金化不足而使未合金化颗粒散在，并且烧结体的结晶粒度过小，由此导致成形性降低。
但是，如后所述，如果使用合金粉末作为原料粉末并通过对合金粉末进行粗粒化处理等能够解决上述问题，则钨可以含有至60质量％。
另外，优选上述材料的纯度为99.9质量％以上，余量为不可避免的杂质。这是因为，虽然熔融蓝宝石对坩埚内面的浸蚀是不可避免的，但如果是这种级别的高纯度材料，则只有极微量的杂质污染，能够避免着色等不良情况。
需要说明的是，在此所述的纯度是通过基于钨-钼工业会标准(TMIAS)标准编号0001(钨粉和钼分析方法)的分析而得到的纯度。
<圆筒部3和底部7>
圆筒部3具有与进行生长的蓝宝石单晶的晶片的直径对应的内径(开口部直径D)。作为晶片的直径，可以举出4英寸晶片、6英寸晶片，为了与这些晶片尺寸对应，优选至少为200mm直径。另外，预测将来会产生直径400mm的坩埚、甚至直径660mm的坩埚的需要，因此，还设想了具有与这些直径对应的开口部直径(200mm以上且660mm以下)的圆筒部3。
底部7在此为圆锥台形状的底部。该形状是用于HEM法的坩埚的特征性形状，如后所述，可以通过旋压加工法(ヘラ絞り工法)以无接缝的方式制作。但是，在使用HEM法以外的生长法的情况下，不需要底部7一定为圆锥台形状。
在此，优选圆筒部3和平底7的厚度为1mm以上且5mm以下，并且从底部7朝向圆筒部3(的开口部)厚度变薄。这是因为，在旋压的情况下，如果还考虑到形成后述的凸缘9，则需要形成朝向开口部变薄的形状。
<凸缘9>
凸缘9是将蓝宝石单晶生长用坩埚1组装到生长装置中时的保持部，优选设置凸缘9。
如后所述，凸缘9可以通过旋压以无接缝的方式自圆筒部3形成。
<表面形状>
蓝宝石单晶生长用坩埚1的表面形状优选为能够抑制坩埚成分混入熔化后的蓝宝石、并且使坩埚能够再利用的形状，具体而言，优选Ry为7μm以下、Ra为1μm以下。
另外，通过使表面粗糙度为上述范围，生长后的蓝宝石结晶表面变得平滑，能够通透地观察到内部，因此还可产生容易确认缺陷、能够提供高品质结晶的效果。
<硬度>
构成蓝宝石单晶生长用坩埚1的材料的硬度以维氏硬度(测定负荷10Kg)计优选为Hv420以上且500以下。
这是因为，维氏硬度小于420时，在旋压时材料无法耐受减薄拉深塑性加工而发生破裂。另外因为，维氏硬度超过500时，变形强度过高，不追随模具进行变形，产生裂纹或者形状不均匀。
<H/D>
本发明的蓝宝石单晶生长用坩埚1中，坩埚高度(H)与开口部直径(D)的比例H/D优选为1.35以下。这是因为，虽然通过旋压可以使H/D为2左右，但在厚度不均的坩埚成形的情况下，1.35为成形极限。
<长径比>
构成蓝宝石单晶生长用坩埚1的材料的晶粒的长径比优选为5以下。这是因为，长径比超过5时，金属组织的各向异性变得显著，结果，晶界强度的差也增大，进行旋压时，有可能在晶界产生裂纹而破裂。
需要说明的是，在此所述的长径比是指500μm×500μm的金属组织视野中的利用晶界截线法得到的测量结果。
<制造方法>
蓝宝石单晶生长用坩埚1的制造方法只要能够制造具有上述的形状、组成的蓝宝石单晶生长用坩埚，则没有特别限定，可以例示如下制造方法。
以下，参照图2对制造方法的一例进行说明。
(S1：原料的准备)
首先，准备坩埚的原料。
具体而言，在使用纯钨作为蓝宝石单晶生长用坩埚1的材料的情况下，原料优选使用Fsss(FisherSub-SieveSizer，费氏粒度仪)粒度为2～3μm、纯度为99.9质量％以上的钨粉末。
另一方面，在使用钨-钼合金的情况下，作为坩埚用原料，将Fsss粒度为2～3μm、纯度为99.9质量％以上的钨粉末以及同样Fsss粒度为4～5μm、纯度为99.9质量％以上的钼粉末按照所期望的合金重量比进行称量。作为合金品种，代表性的为90质量％Mo-10质量％W(简称为9MW)、70质量％Mo-30质量％W(7MW)、50质量％Mo-50质量％W(5MW)，如上所述，钨的含量优选为3质量％以上且60质量％以下。
(S2：原料的混合)
接着，在使用钨-钼合金作为蓝宝石单晶生长用坩埚1的材料的情况下，将所计量的两种粉末使用适当的装置(例如，球磨机、V型混合器、双锥混合器等)进行混合，制成合金用原料粉末。
需要说明的是，在使用纯钨作为蓝宝石单晶生长用坩埚1的材料的情况下，不需要将原料混合。
(S3：原料的成形)
接着，将原料粉末填充到期望成形体的形状的橡胶内，将开放口用系紧用具密封后，对橡胶进行抽真空。终止抽真空后，将橡胶装填到CIP(ColdIsostaticPressing，冷等静压)装置内，按照规定的程序施加水压来进行成形。解除压力后，将橡胶从CIP装置内取出，擦拭表面的水气，打开系紧用具，取出粉末成形体。
(S4：原料的烧结)
接着，将粉末成形体在间歇式或连续式氢气烧结炉内在2000℃以上烧结20小时。更高温度、更长时间的烧结处理对于提高烧结密度是优选的。烧结材料例如大致为厚度30mm、宽度300mm、长度300mm、重量28kg的板状烧结体。
烧结时，优选所得到的烧结体的理论密度比为95％以上。这是因为，理论密度比为95％以上时，粉末颗粒的致密化得以进行，或者由于塑性加工变形所致的高致密化而使高温强度提高，耐浸蚀性的提高得以促进。需要说明的是，在此所述的理论密度比是指通过基于阿基米德法的测定得到的值。
(S5：塑性加工)
接着，为了将烧结体加工为坩埚形状，使用四段式热轧机进行板轧制。在利用该热轧的塑性加工工序中，制作出坯料以及拉深成形后的坩埚的品质。通过对道次规程(轧制率、加热温度×时间、通板方向等)进行设计，得到理论密度比为98％以上、维氏硬度为Hv420～500、长径比为5以下的适合于拉深加工的轧制材料。
(S6：表面氧化物除去处理)
上述进行了热轧的材料的表面发生了氧化，被淡黄色或浅黑色的氧化物覆盖。因此，使用氢气还原炉在850℃的温度下将表面的氧化物还原后，利用强酸将其溶解除去，得到金属基体的表面。利用放电线切割或等离子体切割等适当的切割法将该轧制板切断，得到圆盘状的拉深加工用坯料。
(S7：旋压)
接着，为了将坯料加工为坩埚形状，进行旋压。
具体而言，可以通过下述的通常的旋压加工法加工为坩埚形状：首先，将模具安放在旋压装置中，将坯料按压于模具，使用顶块将坯料固定。接着，使模具、坯料、顶块一体地旋转。将坯料在大气中加热至红热程度的同时，使赶棒(旋轮)进行赶辗，从而使坯料仿效于模具而成形为坩埚形状。
(S8：电解研磨处理)
首先，通过与S6(表面氧化物除去处理)同样的处理使金属基体的表面露出。然后，进行喷砂处理，进行电解研磨处理的事先准备。在切削加工完工时，会残留刀具痕迹等图样，因此进行喷砂处理。喷砂处理使用干式或湿式中的任意一种处理均可以得到同样的效果。电解研磨处理仅对坩埚内面实施。该喷砂处理和电解研磨处理的结果，完成了Ry为7μm以下、Ra为1μm以下的表面粗糙度的坩埚制品。
需要说明的是，在通过(S7：旋压)得到了上述表面粗糙度等情况下，可以省略喷砂处理、电解研磨处理中的一种或两种处理。
以上为蓝宝石单晶生长用坩埚1的制造方法的一例。
如上所述，根据本实施方式，蓝宝石单晶生长用坩埚1由钨和不可避杂质构成，或者由含有3质量％以上且60质量％以下的钨的钨-钼合金和不可避免的杂质构成，其具有圆筒部和与上述圆筒部连接的无接缝的底部，至少其内周的表面粗糙度为：最大高度Ry为7μm以下、算术平均粗糙度Ra为1μm以下。
因此，蓝宝石单晶生长用坩埚1为能够使蓝宝石生长的成本比以往降低的结构。
实施例
以下，基于实施例更具体地说明本发明。
(实施例1)
尝试进行了使用7MW合金和各种组成的合金的蓝宝石单晶生长用坩埚1的制造。具体程序如下。
首先，称量Fsss粒度为2.3μm、纯度为99.9质量％的钨粉末9kg和Fsss粒度为4.3μm、纯度为99.9质量％的钼粉末21kg作为原料，使用V型混合器混合1小时，得到钨-钼混合粉末30kg。
接着，将该混合粉末填充到平板成形用橡胶内，使用盖子将橡胶密封后，对橡胶内进行约30分钟的抽真空，确认没有漏气。
对该橡胶表面进行水清洗，将附着粉末类除去后，插入到CIP装置内，施加静水压。在2吨/cm2的压力下保持约10分钟后，解除压力，结束CIP成形作业。接着，将橡胶从CIP装置内取出，擦拭、除去表面的水分后，取下盖子将其打开。然后，从橡胶中取出钨-钼混合粉末成形体，使用锉刀等除去毛刺、突起。
接着，将该成形体插入到氢气烧结炉中，在2000℃下进行20小时的烧结，得到比重为约11.3(理论密度比为约95％)、厚度30mm、长300mm、宽290mm的7MW合金(理论密度：11.88g/cm3)轧制用合金烧结材料。
同样，9MW合金(理论密度10.70g/cm3)烧结材料、5MW(理论密度13.35g/cm3)烧结材料、钨(理论密度19.3g/cm3)烧结材料以及作为比较材料的钼材料也通过同样的程序来制作，得到理论密度比为约95％的轧制用合金烧结材料。
接着，对所得到的烧结材料进行轧制。具体而言，轧制利用热轧用四段轧机来进行。首先，将为了成形为直径300mm、高度300mm的坩埚所需要的坯料的尺寸设定为厚度5mm、直径550mm，基于下述轧制规程实施轧制。
首先，将在氢气炉内加热至1400℃的烧结体进行宽展热轧至约600mm，然后改变轧制方向，在适当降低加热温度的同时，最终在800℃加热下反复进行单向轧制，得到大致为厚度5mm、宽度600mm、长度800mm的热轧加工的合金板。需要说明的是，在降低加热温度的同时进行轧制的理由在于，防止在轧制加工中产生的再结晶现象。将表面被淡黄色氧化物覆盖的该合金板插入到保持于930℃的退火处理用氢气退火炉内，加热保持约30分钟后，移动至氢气气氛冷却区域内，冷却至室温，将其取出到炉外。实施该处理后，在强酸中进行被还原的表面附着物的溶解、除去处理，进行水洗、干燥，得到合金基体的平坦的合金板。
为了考察密度、纯度、硬度、长径比，使用电火花线切割机从该合金板上切下厚度5mm、宽100mm、长度600mm的边角料，供于测定，得到如下结果：理论密度比为99.1％(比重为11.88)、纯度为99.9质量％、维氏硬度为Hv480、长径比为4.6(长径33μm/短径7μm)。
按照同样的程序对9MW合金板也进行轧制，得到理论密度比为99.9质量％(比重为10.6)、纯度为99.9质量％、维氏硬度为Hv440、长径比为5的轧制板。
进而，5MW合金板得到理论密度比为98.9％(比重为13.2)、纯度为99.9质量％、维氏硬度为Hv500、长径比为4.4的轧制板。
另外，对钨轧制板、作为比较材料的钼轧制板也同样进行考察。
所得到的轧制板的特性示于表1。
[表1]
接着，对所得到的轧制板进行旋压加工。
首先，使用电火花线切割机从轧制板上切下厚度5mm、直径550mm的供于旋压加工的坯料。将该坯料安置到安装在旋压加工机中的拉深模具的相当于坩埚底部的部分，在使旋转中心伸出的同时利用顶块将坯料固定。使串联一体化的拉深模具/坯料/顶块同时旋转，同时将坯料利用燃烧器加热至600℃～700℃的红热状态。在该状态下使赶棒(旋轮)进行赶碾，使坯料仿效于拉深模具而成形为坩埚形状。此时，通过将减薄拉深的次数设定得比通常的旋压程序多，能够加工为从底部朝向开口部厚度连续减小的坩埚。
旋压加工时产生的不良情况中起因于坯料的特性、品质的现象为在仿效与坩埚底部接触的拉深模具的外角R部的工序中出现的穿晶裂纹、以及在临近加工终止的时期出现于开口部的层状剥离和晶间裂纹。这些现象的产生原因主要在于低坯料强度(作为替代特性，为硬度)、晶粒的形状(以长径比代替)。但是，材料强度过高时，变形无法进展。即使是几乎观察不到长径比的等轴形状，若为10μm～50μm左右的细粒，其材料强度也能够耐受高度变形，但若为300μm～500μm左右的粗大晶粒，则材料强度低，因此无法耐受变形而发生断裂。但是，下表2所示的5MW材的拉深加工时产生裂纹的原因似乎与上述现象不同，需要找出5MW材质专用的拉深加工条件。
将上述旋压性与长径比的关系示于表2。
[表2]
接着，将通过旋压得到的内径300mm、高度300mm的坩埚插入到退火处理用氢气退火炉内，进行表面氧化膜的还原处理，接着在强酸液中进行表面附着物的溶解、除去处理，得到合金基体的坩埚。
将所得到的坩埚设置在湿式喷砂处理装置中，向内外面喷吹氧化铝磨粒(粒度100目)来进行表面处理。然后，利用喷流水将残留在坩埚表面的磨粒除去，使其干燥。
将该坩埚设置在电解液浴槽中，充满电解试剂后，在坩埚内侧的电解试剂中配置负极的电极材料，以使坩埚成为正极的方式进行电接线，施加电压开始进行电解研磨。处理约1小时后，拆下接线，除去电极，排出试剂，将坩埚从液浴槽中取出。然后，将坩埚放入中和试剂槽中，与附着试剂进行中和后，进行水洗、热水洗、干燥。
通过上述加工，完成了坩埚。
接着，将所得到的坩埚安装到蓝宝石生长装置中，使蓝宝石熔化，在2150度保持50小时后，将蓝宝石取出，通过目视观察对蓝宝石有无着色进行观察。
着色的评价如下进行：坩埚成分混入到原本透明的蓝宝石中时，会观察到向微灰黑色、灰黑色的变色，因此，在生长后的蓝宝石为透明的情况下，判断为着色“正常”，在观察到变色的情况下，判断为混入了坩埚成分。
将电解研磨前后的表面粗糙度的变化和表面粗糙度对蓝宝石着色不良的影响的归纳结果示于表3。
[表3]
在表面粗糙度最大高度Ry为7μm以下、算术平均粗糙度Ra为1.0μm以下的情况下，所得到的蓝宝石晶锭未观察到着色，为正常的蓝宝石晶锭。
(实施例2)
如上所述，实施例1中，钨含量为30质量％的70质量％Mo-30质量％W合金(理论密度：11.88g/cm3、7MW)的拉深成形存在极限，由此导致钨含量多的合金在旋压时产生了裂纹。另一方面，使用了纯钨的试样未产生裂纹。
因此，对钨含量超过30质量％的合金为何拉深成形性差(为何产生裂纹)的原因进行了考察，结果可知，具有如下两个原因：实施例1的钨含量超过30质量％的合金中，在烧结时钨成分与钼成分的合金化不足而散在有未合金化颗粒(A原因)；以及烧结体(轧制用合金烧结材料)的结晶粒度过小(B原因)。
作为用于改善这两个原因的对策，进行了使作为原料的金属粉末微细化、延长粉末混合时间、增大粉末成形压力、提高/延长粉末成形体的烧结温度和时间等尝试，但未能消除A原因。
因此，在实施例2中，不是以金属粉末彼此作为原料来制作合金，而是以合金化后的金属粉末作为原料来制作合金，反复进行了思考和探索。结果，能够制作出消除了A原因和B原因这两个原因的烧结体，通过反复进行利用热轧和温轧的塑性加工，得到了适合拉深加工的坯料。
以下，参照图3来记述该制作程序。
首先，不使用金属粉末而采用三氧化钨粉末和二氧化钼粉末作为原料(图3的S11)。在此，以40质量％Mo-60质量％W合金(理论密度：14.22g/cm3、4MW)粉末100kg的制作为例进行详述。
首先，将三氧化钨粉末(钨纯度99.95质量％)75.7kg和二氧化钼粉末(钼纯度99.95质量％)53.3kg使用行星型球磨机(使用陶瓷球)混合2小时(图3的S12)。将该氧化物混合粉末使用圆管型还原炉在氢气中在850℃还原，得到预合金化金属粉末(图3的S13)。测定该粉末的Fsss粒度，结果判断为0.9μm的非常细的微粉末，担心其成形性差，因此，再次使用还原炉在氢气中在950℃进行粗粒化处理，得到Fsss粒度为2.3μm的预合金化金属粉末。为了使分散状态均质化，使用V型混合器混合后，分取27kg填充到平板成形用橡胶内，插入到CIP装置内，施加静水压，制作成形体。将该成形体在2200℃下进行30小时的氢气烧结处理，得到比重为约13.5(理论密度比为约95％)、厚度30mm、宽300mm、长度220mm的轧制用合金烧结材料。
接着，对烧结材料进行轧制。具体而言，轧制利用热轧用四段轧制机，将烧结体在氢气炉内加热至1500℃，进行板宽至约600mm的宽展轧制。然后，改变轧制方向，在适当降低加热温度的同时，最终在800℃加热下反复进行单向轧制，得到大致为厚度5mm、宽度600mm、长度800mm的热轧加工的合金板。需要说明的是，在降低加热温度的同时进行轧制的理由在于，防止在轧制加工中产生的再结晶现象。
将表面被淡黄色氧化物覆盖的该合金板插入到保持于1030℃的退火处理用氢气退火炉内，加热保持约30分钟后，移动至氢气气氛冷却区域内，冷却至室温，将其取出到炉外。实施该处理后，在强碱中进行被还原的表面附着物的溶解、除去处理，进行水洗、干燥，得到合金基体的平坦的合金板。
下述的钨含量不同的钨-钼合金板也通过同样的工序来制作。
通过同样的工序同样地制作60质量％Mo-40质量％W合金板(理论密度12.57g/cm3、6MW)、50质量％Mo-50质量％W合金板(理论密度：13.35g/cm3)、以及30质量％Mo-70质量％W合金板(理论密度：15.23g/cm3)，分别得到金属基体的镜面状态的合金板。所得到的这些合金的5mm厚度板的特性如下。
(1)60质量％Mo-40质量％W合金板(6MW)：理论密度比99.2％(比重12.47)、纯度99.9质量％
(2)50质量％Mo-50质量％W合金板(5MW)：理论密度比99.0％(比重13.23)、纯度99.9质量％
(3)40质量％Mo-60质量％W合金板(4MW)：理论密度比99.0％(比重14.08)、纯度99.9质量％
(4)30质量％Mo-70质量％W合金板(3MW)：理论密度比99.0％(比重15.08)、纯度99.9质量％
由此可见，与实施例1不同，实施例2进行预合金化至原料粉末阶段。此外，合金粉末颗粒细，因此，作为增大烧结粒度的方法，实施了提高烧结温度、延长烧结时间的方法。另外，使热轧时的轧制率取高值、使加热温度也高(比以往高约100℃)、退火温度也设定得高来进行处理，提高了塑性加工性和拉伸强度。
其他条件例如CIP成形、温轧、坯料切割等与实施例1相同，但钨-钼合金中的钨含量超过30质量％时，其特性与钨近似。因此，在钨板材处理条件的基础上实施了以下3点。
(1)轧制加热温度：实施例1中为1400℃，但实施例2中设定为1500℃(通过提高加热温度，减小烧结体、轧制塑性加工中的材料的变形阻力，防止加工不良的产生)。
(2)热轧后的退火处理：实施例1中为930℃下30分钟，但实施例2中设定为1030℃下30分钟(因为随着钨含量升高，能够实现加工变形的温度也升高)。
(3)氧化物溶解、除去处理：实施例1中在强酸中进行，但实施例2中在强碱中(因为碱性溶液的效果大)进行。
将实施例2中为了拉深成形为容器形状而切下的坯料(厚度5mm×直径550mm)成形为口径300mm、高度300mm的结果归纳于表4和表5。
[表4]
[表5]
如表4和表5所示，钨含量为60质量％以下的合金能够正常成形，但含有超过70质量％的钨的合金产生了裂纹。
接着，如前所述对所得到的容器进行退火处理、喷砂处理、电解研磨处理，然后，考察表面粗糙度对蓝宝石着色不良的影响，所得到的结果示于表6。
[表6]
如表6所示，与之前的结果(表3)同样地得到表面粗糙度的影响。
工业实用性
以上，基于实施方式和实施例对本发明进行了说明，但本发明并不限定于上述的实施方式。
本领域技术人员当然可以在本发明的范围内想到各种变形例、改进例，应当了解这些属于本发明的范围。
本申请以2013年3月21日提交的日本专利申请第2013-57846号的优先权为基础，要求该优先权的利益，其公开内容作为整体以参考文献的形式并入本发明中。
符号的说明
1：蓝宝石单晶生长用坩埚
3：圆筒部
7：底部
9：凸缘

Claims (8)

1.一种蓝宝石单晶生长用坩埚，
其由钨和不可避杂质构成，或者由含有3质量％以上且60质量％以下的钨的钨-钼合金和不可避杂质构成，
其具有圆筒部和以与所述圆筒部连接的方式设置的底部，
至少其内周的表面粗糙度为：最大高度Ry为7μm以下、算术平均粗糙度Ra为1μm以下。
2.如权利要求1所述的蓝宝石单晶生长用坩埚，其中，所述底部以与所述圆筒部连接的方式无接缝地设置。
3.如权利要求1或2所述的蓝宝石单晶生长用坩埚，其中，高度/开口部直径的比例为1.35以下，从底部至开口部的厚度为5mm～1mm，且以厚度从底部至开口部变薄的方式形成。
4.如权利要求1～3中任一项所述的蓝宝石单晶生长用坩埚，其中，其硬度以维氏硬度计为420～500，具有长径比为5以下的金属组织，理论密度比为98％以上，纯度为99.9质量％以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的蓝宝石单晶生长用坩埚，其中，开口部直径为200mm以上。
6.如权利要求1～5中任一项所述的蓝宝石单晶生长用坩埚，其中，所述底部为圆锥台形状。
7.如权利要求1～6中任一项所述的蓝宝石单晶生长用坩埚，其中，具有利用旋压加工法成形的设置在所述开口部的凸缘。
8.一种蓝宝石单晶生长方法，其使用了权利要求1～7中任一项所述的蓝宝石单晶生长用坩埚。
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PB01 Publication
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