CN115261762B - 喷镀用材料 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及一种喷镀用材料。具体地，提供一种可形成抗等离子体腐蚀性得到提高的喷镀膜的喷镀用材料。根据此处公开的技术，可提供一种喷镀用材料。该喷镀用材料包含使多个氟化钇微粒一体化而成的复合颗粒。此外，该复合颗粒的压缩强度为5MPa以上。

Description

喷镀用材料
本申请是申请日为2017年9月15日、申请号为201780056732.4、发明名称为“喷镀用材料”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及包含氟化钇的喷镀用材料。
本申请主张基于2016年9月16日提出申请的日本专利申请2016-181957号的优先权，该申请的全部内容以参照形式被援引到本说明书中。
背景技术
通过将基材的表面用各种材料包覆来赋予新的功能性的技术一直以来已被用于各种领域。作为该表面包覆技术之一，已知例如喷镀法，所述喷镀法通过将由陶瓷等材料构成的喷镀颗粒在用燃烧或电能等使其软化或熔融的状态下吹送到基材的表面，由此形成由所述材料构成的喷镀膜。
在半导体装置等的制造领域中，通常在真空腔室(容器)的内部通过使用氟、氯、溴等卤素系气体的等离子体的干式蚀刻对半导体基板的表面实施微细加工。另外，在干式蚀刻之后，用氧气等离子体对取出半导体基板后的腔室内部进行清扫。此时，在腔室内，暴露于反应性高的氧气等离子体、卤素气体等离子体的构件有被腐蚀的可能性。此时，当腐蚀(erosion)部分以颗粒状从被腐蚀的构件脱落时，所述颗粒附着于半导体基板，成为给电路带来缺陷的异物(以下将该异物称为微粒。)。
因此，以往为了降低微粒的产生，对半导体装置制造装置的暴露于氧气、卤素气体等腐蚀性等离子体的构件进行了设置陶瓷喷镀膜的操作，所述陶瓷喷镀膜具备对等离子体所致的腐蚀的抗性(以下称为抗等离子体腐蚀性。)。例如，专利文献1～5公开了如下方案：通过使用含有稀土元素的化合物作为喷镀用材料，能够形成抗等离子体腐蚀性高的喷镀膜。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3523216号公报
专利文献2：日本专利第3523222号公报
专利文献3：日本专利第4273292号公报
专利文献4：日本专利第5861612号公报
专利文献5：日本专利第3672833号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，随着半导体装置的集成度的提高而要求对微粒所致的污染进行更精密的管理。对于设置于半导体装置制造装置的喷镀膜，也要求进一步提高抗等离子体腐蚀性。例如，要求抑制现有技术中可接受的更微细的(例如粒径为0.2μm以下的)微粒的产生。
鉴于这种状况，本发明的目的在于提供一种可形成抗等离子体腐蚀性得到提高的喷镀膜的喷镀用材料。
用于解决问题的方案
如上所述，已知通过使用含有稀土元素的化合物作为喷镀用材料，能够形成耐腐蚀性相对优异的喷镀膜。该含有稀土元素的化合物代表性的是氟化钇(YF3)、氧化钇(Y2O3)、氟氧化钇(YOF等)。此外，在使用了现有的喷镀用材料的喷镀中，由于喷镀过程中这些含有稀土元素的化合物会被氧化，因此得到的喷镀膜中必然以相对高的比例包含稀土元素的氧化物(典型的是氧化钇)。这里，本发明人等进行了深入研究，结果发现，当喷镀膜包含稀土元素的氧化物时，由该稀土元素氧化物构成的部分成为以往被遗漏的微细的微粒的产生源。为了使喷镀膜中不存在成为微细的微粒的产生源的稀土元素氧化物，除了要求喷镀用材料不包含稀土元素氧化物以外，还要求使用在喷镀环境中不易形成稀土元素氧化物的化合物作为喷镀用材料。本发明是基于所述构思完成的。
本发明提供具有以下特征的喷镀用材料作为解决上述课题的方案。即，此处公开的喷镀用材料包含使多个氟化钇微粒一体化而成的复合颗粒。此外，特征在于：上述复合颗粒的压缩强度为5MPa以上。
这样，此处公开的喷镀用材料大体而言是由氟化钇微粒的复合颗粒构成的粉体。此外，构成复合颗粒的多个氟化钇微粒如上所述以极高的结合强度彼此结合在一起。由此，能够使复合颗粒在从喷镀准备阶段起、在喷镀中、以及直至作为基材供给为止的期间不崩坏地供于喷镀膜的形成。其结果，能够抑制喷镀时的喷镀用材料的氧化、以维持氟化钇组成的状态进行喷镀膜的形成。
需要说明的是，这里，压缩强度是以构成喷镀用材料的造粒烧结颗粒的破坏强度为基础计算出的值。在本说明书中，从喷镀用材料中选择10个以上任意的复合颗粒，采用使用电磁负荷式的压缩试验机测得的该颗粒的破坏强度的算术平均值作为压缩强度。
需要说明的是，在专利文献1～5中，作为喷镀用材料公开了由包含含有稀土元素的化合物的颗粒构成的粉体(未造粒的粉体。以下在仅称为粉体时，是指未造粒的粉体。)或造粒粉体。此处，这些粉体或造粒粉体使用含有稀土元素的化合物作为其起始原料而制造。然而，专利文献1～2、5的喷镀用材料的制造条件为氧化条件，虽然没有明确记载，但喷镀用材料中必然包含稀土元素氧化物。需要说明的是，专利文献2、4公开了在非氧化性条件下的制造，但该喷镀用材料是以通过弱结合造粒而成的造粒颗粒的形态制造的。因此，就这些颗粒而言，在喷镀过程中造粒颗粒会崩坏而无法避免其氧化，会使喷镀膜中包含稀土元素氧化物。另外，专利文献3公开了以液相法合成的、由多面体形状的含有稀土元素的化合物颗粒构成的喷镀用材料。然而，由于该喷镀用材料的颗粒为带有棱角的多面体，因此流动性及喷镀中的熔融性低，难以形成致密的喷镀膜。因此，均与此处公开的喷镀用材料有区别。
此处公开的喷镀用材料的优选方式之一的特征在于，其为由多个上述复合颗粒构成的粉体，上述粉体的体积密度为1g/cm3以上且1.7g/cm3以下。这种体积密度作为复合颗粒为较高的值，复合颗粒可以是氟化钇微粒通过例如烧结等而结合、该结合充分地进行的致密状态。因此，使用该喷镀用材料形成的喷镀膜也能变得更致密。其结果，使喷镀膜的抗等离子体腐蚀性进一步提高，故而优选。另外，喷镀用材料作为复合颗粒，密度较高，能够具备适度的重量。因此，在喷镀时从喷镀机高速地被吹送到基材的情况下对气流的阻力敏感性降低的方面也是优选的。
体积密度可以采用按照JIS R1628：1997中规定的精细陶瓷粉体的体积密度测定方法测得的值(初始体积密度)。需要说明的是，在本说明书中，体积密度利用恒定质量测定方法来测定。
此处公开的喷镀用材料的优选方式之一的特征在于，其为由上述多个上述复合颗粒构成的粉体，上述粉体的平均粒径为10μm以上且100μm以下。所述平均粒径的复合颗粒由于在喷镀时容易熔融且不易挥发，因此可高效地进行致密的喷镀膜的形成，故而是优选的。另外，由于各复合颗粒具有适度的重量，因此在喷镀时从喷镀机被吹送的情况下对气流的阻力敏感性降低的方面也是优选的。
此处公开的技术中，喷镀用材料的平均粒径为：在使用激光衍射/散射式的粒度分布测定装置测得的体积基准的粒度分布中，相当于累积50％的粒径(D50)。
此处公开的喷镀用材料的优选方式之一的特征在于，在上述粉体的X射线衍射分析中，检测不到归属于氧化钇的衍射峰。即，该喷镀用材料不包含氧化钇。其结果，在使用该喷镀用材料进行喷镀时，能够更可靠地抑制所形成的喷镀膜中包含氧化钇。
此处公开的喷镀用材料的优选方式之一的特征在于，在将上述粉体的振实密度设为DT、将体积密度设为DB时，基于下式：R＝(DT-DB)/DT×100计算出的体积减少度R(％)为30以上。粉体通过振实而填充颗粒，使表观密度(振实密度)提高。体积减少度为表示振实所引起的填充提高程度的指标。利用该体积减少度，根据基于自然落下的松散状态下的颗粒空间排列，可以评价由冲击导致的颗粒填充的提高情况。此外，通过体积减少度为30％以上这一点，能够判断出喷镀时将喷镀用材料供给到喷镀机时的供给性良好。
在计算体积减少度时，振实密度DT及体积密度DB可以分别采用按照JIS R1628：1997中规定的精细陶瓷粉体的体积密度测定方法测得的初始体积密度及振实体积密度的值。需要说明的是，在本说明书中，振实密度DT利用恒定质量测定方法来测定。
此处公开的喷镀用材料的优选方式之一的特征在于，在上述复合颗粒的电子显微镜观察中，40个数％以上的上述氟化钇微粒彼此结合而一体化。即，氟化钇微粒并非借助树脂、金属等的结合剂而结合，而是彼此直接地一体化。典型的是通过烧结而一体化。根据这种构成，从而能够适宜地实现复合颗粒的高压缩强度。
此处公开的喷镀用材料的优选方式之一中，利用压汞法求出的细孔半径为1μm以下的累积孔容积为0.2cm3/g以下。根据这种构成，也能够容易地实现复合颗粒的高压缩强度。另外，可提供能够形成气孔少的致密的喷镀膜的喷镀用材料。
需要说明的是，此处公开的技术中，卤素气体等离子体典型的是使用包含卤素系气体(卤素化合物气体)的等离子体产生气体而产生的等离子体。例如，具体可列举在制造半导体基板时在干式蚀刻工序等中使用的SF6、CF4、CHF3、ClF3、HF等氟系气体以及Cl2、BCl3、HCl等氯系气体、HBr等溴系气体。它们可以单独使用任一种或将两种以上混合使用。另外，卤素系气体也可以以与氩气(Ar)等非活性气体的混合气体形式使用。
附图说明
图1是观察作为实施例的例3的喷镀用材料中的复合颗粒而得到的SEM图像。
图2是观察作为实施例的例5的喷镀用材料中的复合颗粒而得到的SEM图像。
图3是观察作为比较例的例12的喷镀用材料中的复合颗粒而得到的SEM图像。
图4是针对作为实施例的例6的喷镀用材料而得到的X射线衍射图案。
具体实施方式
以下对本发明的优选实施方式进行说明。需要说明的是，本说明书中除了特别言及的事项以外的情况、且本发明的实施所必需的情况可以作为基于该领域的现有技术的、本领域技术人员的设计事项来把握。本发明可以基于本说明书中公开的内容和该领域的技术常识来实施。
[喷镀用材料]
此处公开的喷镀用材料为多个复合颗粒集合而成的粉体。构成粉体的各复合颗粒是氟化钇微粒结合而一体化而成的。复合颗粒整体上呈大致球形的形态。换言之，复合颗粒是一次氟化钇微粒发生接合的、具有二次的聚集结合形态。此处，氟化钇微粒典型而言也具有球形的形状，不具有带有棱角的形状。通过使复合颗粒具有相对较大的粒径，从而能够实现处理性优异、喷镀膜的成膜效率高的喷镀用材料。另一方面，通过使氟化钇微粒具有相对较小的粒径，从而喷镀时喷镀用材料容易熔融，能够形成气孔少、附着性良好的喷镀膜。此外，通过使复合颗粒作为二次颗粒(整体上)呈球形，从而与粒径相对较小的粉体相比，能够实现流动性高的喷镀用材料。
氟化钇微粒可以与其它氟化钇微粒以点(微小面积)来结合，也可以以较宽广的面积来结合。优选以较宽广的面积结合的形态。各氟化钇微粒之间可以存在气孔也可以不存在气孔。气孔的比例少者为宜。另外，氟化钇微粒可以具有各个微粒大致独立的粒状形态，也可以是多个微粒以较宽广的面积彼此结合成一体而构成一个球形的复合颗粒。需要说明的是，例如当两个以上颗粒以较大面积结合时，在电子显微镜观察中，可以将以对比度等的形式观察到的轮廓作为各颗粒的边界来把握。另外，这里所称的球形不是仅指几何学上的标准球形，其也包括没有明显的角部、突起等而大致可视为球(例如卵形、粒状)的形状。
在多个氟化钇微粒结合成一体而构成复合颗粒时，为了使喷镀后形成的喷镀膜变得更致密、提高抗等离子体腐蚀性，所述复合颗粒如上所述优选不包含气孔。另外，氟化钇在喷镀环境中容易挥发出氟而被氧化。然而，复合颗粒致密而可抑制氟的挥发，从这点出发也是优选的。因此，例如在测定由这种复合颗粒构成的粉体的累积孔容积时，细孔半径为1μm以下的累积孔容积优选为0.2cm3/g以下，更优选为0.16cm3/g以下，进一步优选为0.12cm3/g以下，例如特别优选为0.1cm3/g以下。需要说明的是，细孔半径为1μm以下的累积孔容积可以为0.05cm3/g以下，可以为0.03cm3/g以下。就此处公开的喷镀用材料而言，优选累积孔容积小者，下限没有特别限定。从兼顾制造喷镀用材料的简便性的角度出发，例如细孔半径为1μm以下的累积孔容积可以为0.001cm3/g以上。
这种喷镀用材料的累积孔容积可以基于压汞法来计算。压汞法是如下的方法：利用汞的表面张力大这一点，根据为了使汞侵入粉体的孔中而施加的压力与被压入的汞量的关系求出介孔区域直至大孔区域的孔径分布的方法。基于所述压汞法的孔径分布测定可以基于例如JIS R1655：2003(精细陶瓷的基于压汞法的成型体气孔孔径分布试验方法)来实施。例如喷镀用材料的累积孔容积可以使用压汞式孔隙率计(岛津制作所株式会社制、PoreSizer 9320)来测定。
此处公开的喷镀用材料是以作为氟化钇微粒的构成成分的氟化钇(YF3)为主体而构成的。这里，以氟化钇为主体是指：喷镀用材料整体的80质量％以上由氟化钇构成。氟化钇优选90质量％以上，更优选95质量％以上，特别优选98质量％以上，例如可以为99质量％以上、99.5质量％以上。优选为99.9质量％，理想的是例如实质上100质量％为氟化钇。关于实质上100质量％为氟化钇，例如可以通过在对喷镀用材料进行X射线衍射分析时检测不到归属于除了氟化钇以外的化合物的衍射峰来把握。
需要说明的是，此处公开的喷镀用材料当然也可以包含除了氟化钇以外的成分。作为除了氟化钇以外的成分，优选为具有在由于喷镀而暴露于氧化环境时不易形成氧化物的组成的化合物。作为所述化合物，可列举在氧化气氛中也不易立即形成氧化钇的氟氧化钇作为优选的例子。作为氟氧化钇，可以考虑全部的含有钇(Y)、氧(O)及氟(F)作为构成元素的化合物。作为氟氧化钇，具体而言，例如通式可以为YOF、Y2OF4、Y5O4F7、Y6O5F8、Y7O6F9、Y17O14F23等。这些化合物在被氧化时，不会被氧化到相对于1个钇元素氧为1.5个的比例。因此，在氧化气氛中也不会立即形成氧化钇，故而是优选的。
这种氟氧化钇的比例虽然没有严格限制，但从提高氟化钇的含量的观点出发，例如在喷镀用材料中可以包含20质量％以下。氟氧化钇的比例例如优选为10质量％以下，更优选为5质量％以下，特别优选为2质量％以下、1质量％以下，例如可以包含0.5质量％以下。另外，喷镀用材料实质上仅由氟化钇和氟氧化钇构成的方式也可为优选的方式。这种情况下，可以通过对喷镀用材料进行X射线衍射分析时检测不到归属于除了氟化钇及氟氧化钇以外的化合物的衍射峰来把握。
另一方面，喷镀用材料优选在喷镀用材料的阶段不包含成为微细的微粒的产生源的氧化钇。因此，喷镀用材料中所含的氧化钇优选为3质量％以下，更优选为1质量％以下，优选实质上不包含。因此，喷镀用材料在进行X射线衍射分析时检测不到归属于氧化钇的衍射峰的方式也可为优选的方式。
并且，此处公开的喷镀用材料中，上述的复合颗粒的压缩强度为5MPa以上。这表明在复合颗粒中氟化钇微粒以极高的结合强度彼此牢固地结合在一起。由此，喷镀用材料在保管时、向喷镀装置供给材料时及喷镀过程中均可抑制复合颗粒的崩坏。其结果，可实现流动性及供给性优异的喷镀用材料。另外，能够将以更小粒径的单独微粒的形式不可避免地包含的氟化钇微粒的比例抑制得较低。由此，即使在该喷镀用材料的喷镀时被供给到高温的喷射气流中的情况下，也可以抑制喷镀用材料的氧化及变质。另外，例如即使在等离子体火焰中，复合颗粒崩坏或从火焰中飞出的情况也得到抑制，能够以高效率形成喷镀膜。
复合颗粒的压缩强度如果为5MPa以上，则可以判断为氟化钇微粒足够牢固地结合在一起。复合颗粒的压缩强度优选为10MPa以上，更优选为20MPa以上，特别优选为30MPa以上，可以为例如40MPa以上、50MPa以上。复合颗粒的压缩强度的上限没有特别限制。通常认为处于例如约70MPa以下左右。
需要说明的是，以上的喷镀用材料的平均粒径可以设为适合于所使用的喷镀机的大小。典型情况下，喷镀用材料的平均粒径可以设为100μm以下左右，例如优选为50μm以下、更优选为40μm以下、可以设为35μm以下左右。平均粒径的下限也没有严格限制，在考虑所述喷镀用材料的流动性的情况下，例如可以设为5μm以上、优选为10μm以上、更优选为15μm以上，例如可以设为20μm以上。
这种喷镀用材料可以如下制造：以氟化钇的微细的粉体为原料，将该氟化钇微细粉体造粒成球状，进而进行烧结，但并非仅受限于此。在通常的造粒粉中，作为一次颗粒的微细颗粒例如为借助粘结剂简单地集合成一体(利用粘结剂进行的结合)的状态。这里，在微细颗粒的间隙中夹杂相对较大的气孔。与此相对地，烧结微细颗粒时，微细颗粒为了降低表面能而直接结合。由此实现如上所述的高压缩强度。需要说明的是，在烧结进行时，结合部分(界面)的面积逐渐增加，使结合强度更进一步地提高。另外，由于物质迁移，微细颗粒趋向于更稳定的球形而变圆。与此同时，存在于造粒粉内部的气孔被排出而发生致密化。此外随着这种烧结的进行，作为原料使用的微细颗粒可以通过颗粒生长而粗大化。例如，也可以多个微细颗粒进行一体化而具备宛如一个粒状的形态。这种情况下，粗大化的微细颗粒可作为构成喷镀用材料的氟化钇微粒来把握。
作为造粒的方法，没有特别限制，可以采用公知的各种造粒方法。例如，具体可以采用转动造粒法、流化床造粒法、搅拌造粒法、压缩造粒法、挤出造粒法、破碎造粒法、喷雾干燥法等方法中1种以上的方法。优选喷雾干燥法。在烧结时，优选抑制造粒粉之间的烧结。造粒粉的焙烧中，可以没有特别限制地利用通常的间歇式焙烧炉、连续式焙烧炉等。
用于烧结的焙烧条件只要在充分进行烧结的状态下氟化钇的组成没有变化则没有特别限制。焙烧条件例如可以在非活性气氛中、以900℃以上且低于熔点(例如低于1200℃)来加热作为大致的标准。当焙烧温度过低时，烧结未充分进行，因此无法实现上述的压缩强度。当焙烧温度过高时，由于氟化钇挥发、制造效率降低而不优选。需要说明的是，氟化钇的熔点为1387℃左右，由于所使用的氟化钇的原料粉体的粒径实质上较小，因此熔点可以是约1200℃左右。焙烧气氛可以设为例如非活性气氛、真空气氛，以避免氟化钇的组成发生变化。这种情况下的非活性气氛为不包含氧的气氛，可以设为氩气(Ar)、氖气(Ne)等稀有气体气氛、氮气(N2)等非氧化性气氛等。需要说明的是，在使用间歇式焙烧炉的情况下，例如将炉内的气氛设为非氧化性气氛即可。另外，在使用连续式焙烧炉的情况下，例如在焙烧炉内进行加热的区域(进行烧结的区域)导入非氧化性气流来实施烧结即可。制造此处公开的喷镀用材料时，大气气氛中的烧结由于无法避免氟化钇的氧化，因此是需要避免的方式。
需要说明的是，以上的喷镀用材料也允许在不损害其目的的范围内进行各种改变。例如，喷镀用材料以氟化钇为主体而构成，但氟化钇中的部分钇可以被置换为其它稀土元素。作为稀土元素，没有特别限制，可以从钪及镧系元素中适宜选择。具体而言，可以考虑钪(Sc)、镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、钕(Nd)、钷(Pm)、钐(Sm)、铕(Eu)、钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、钬(Ho)、铒(Er)、铥(Tm)、镱(Yb)及镥(Lu)。从改善抗等离子体腐蚀性或价格等的观点出发，可优选列举La、Gd、Tb、Eu、Yb、Dy、Ce等。该稀土元素可以仅单独包含任一种、或组合包含两种以上。
另外同样地，例如喷镀用材料以氟化钇为主体而构成，但氟化钇中的部分氟可以被置换为其它卤素元素。对卤素元素也没有特别限制，可以为元素周期表中属于第17族的元素中的任意者。具体而言，可以设为氯(Cl)、溴(Br)、碘(I)及砹(At)等卤素元素中的单独任一种或两种以上的组合。优选F、Cl、Br。
[带有喷镀膜的构件]
通过对基材喷镀以上的喷镀用材料，从而能够在基材的表面形成喷镀膜。通过使基材的表面具备该喷镀膜，可提供带有喷镀膜的构件。
[基材]
此处公开的带有喷镀膜的构件中，对形成喷镀膜的基材没有特别限定。例如，只要是由供于喷镀用材料的喷镀而能具备希望的抗性的材料构成的基材，其材质、形状等就没有特别限制。作为构成基材的材料，可列举例如：包含各种金属、半金属及它们的合金的金属材料；各种无机材料等。具体而言，作为金属材料，可例示例如：铝、铝合金、铁、钢铁、铜、铜合金、镍、镍合金、金、银、铋、锰、锌、锌合金等金属材料；硅(Si)，锗(Ge)等IV族半导体；硒化锌(ZnSe)、硫化镉(CdS)、氧化锌(ZnO)等II-VI族化合物半导体；砷化镓(GaAs)、磷化铟(InP)、氮化镓(GaN)等III-V族化合物半导体；碳化硅(SiC)、硅化锗(SiGe)等IV族化合物半导体；铜/铟/硒(CuInSe2)等黄铜矿系半导体等半金属材料等。作为无机材料，可例示：氟化钙(CaF)、石英(SiO2)这样的基板材料；氧化铝(Al2O3)、氧化锆(ZrO2)等氧化物陶瓷；氮化硅(Si3N4)、氮化硼(BN)、氮化钛(TiN)等氮化物陶瓷；碳化硅(SiC)、碳化钨(WC)等碳化物系陶瓷等。这些材料可以是其中的任一种构成基材，也可以是两种以上复合化而构成基材。其中，可以列举由以下材料构成的基材作为优选例子，所述材料为：在通用的金属材料中热膨胀系数较大的、以各种SUS材(可以是所谓的不锈钢。)等为代表的钢铁、以铬镍铁合金等为代表的耐热合金、因瓦合金(invar)和科瓦合金(kovar)等为代表的低膨胀合金、以哈氏合金(Hastelloy)等为代表的耐腐蚀合金、以作为轻质结构材料等有用的1000系列～7000系列铝合金等为代表的铝合金等。所述基材例如可以是构成半导体装置制造装置且暴露于反应性高的氧气等离子体、卤素气体等离子体的构件。需要说明的是，例如为了用途等的方便，上述的碳化硅(SiC)等可能被归类为化合物半导体、无机材料等不同的类别中，但可以是同一材料。
[喷镀膜形成方法]
需要说明的是，上述的喷镀膜可以通过将此处公开的喷镀用材料供于基于公知的喷镀方法的喷镀装置而形成。即，通过将粉体状的喷镀用材料以通过燃烧或电能等热源使其软化或熔融后的状态吹送，从而形成由所述材料构成的喷镀膜。对该喷镀用材料进行喷镀的喷镀方法没有特别限制。例如可优选例示采用等离子体喷镀法、高速火焰喷镀法、火焰喷镀法、爆炸喷镀法、气溶胶沉积法等喷镀方法。喷镀膜的特性在某种程度上可以依赖于喷镀方法及其喷镀条件。然而，即使在采用任意喷镀方法及喷镀条件的情况下，与使用其它喷镀用材料时相比，通过使用此处公开的喷镀用材料也均能形成抗等离子体腐蚀性得到提高的喷镀膜。
等离子体喷镀法是指：使用等离子体火焰作为用于软化或熔融喷镀用材料的喷镀热源的喷镀方法。使电极间产生电弧，利用所述电弧使工作气体等离子体化时，所述等离子体流成为高温高速的等离子体流从喷嘴喷出。等离子体喷镀法通常包括如下的涂布方法：向该等离子体流中投入喷镀用材料并将其加热、加速使其堆积于基材，由此得到喷镀膜。需要说明的是，等离子体喷镀法可以是：在大气中进行的大气等离子体喷镀(APS：atmospheric plasma spraying)、在低于大气压的气压下进行喷镀的减压等离子体喷镀(LPS：low pressure plasma spraying)、在高于大气压的加压容器内进行等离子体喷镀的加压等离子体喷镀(high pressure plasma spraying)等方式。根据所述等离子体喷镀，例如作为一例，可以利用5000℃～10000℃左右的等离子体流使喷镀用材料熔融及加速，从而能够使喷镀用材料以300m/秒～600m/秒左右的速度碰撞基材并堆积。
另外，作为高速火焰喷镀法，可考虑例如高速氧气燃烧型(HVOF)火焰喷镀法、热喷喷镀法及高速空气燃烧型(HVAF)火焰喷镀法等。
HVOF喷镀法是将燃料与氧气混合并利用在高压下燃烧的燃烧火焰作为喷镀热源的一种火焰喷镀法。通过提高燃烧室的压力，边形成连续的燃烧火焰边从喷嘴喷出高速(可以是超音速。)的高温气体流。HVOF喷镀法通常包括如下的涂布法：向该气体流中投入喷镀用材料并将其加热、加速使其堆积于基材上，由此得到喷镀膜。根据HVOF喷镀法，例如作为一例，可以通过将喷镀用材料供给于2000℃～3000℃的超音速燃烧火焰流而将喷镀用材料软化或熔融，并以500m/秒～1000m/秒的高速碰撞基材并堆积。高速火焰喷镀中使用的燃料可以是乙炔、乙烯、丙烷、丙烯等烃类气体燃料，也可以是煤油、乙醇等液体燃料。另外，喷镀用材料的熔点越高则越优选超音速燃烧火焰的温度高者，从该观点来看优选使用气体燃料。
另外，也可以采用应用了上述的HVOF喷镀法的、被称为热喷喷镀法的喷镀法。热喷喷镀法在典型情况下为如下方法：在上述的HVOF喷镀法中，在通过向燃烧炎火焰中混合温度为室温左右的包含氮气等的冷却气体等而使燃烧火焰的温度降低的状态下进行喷镀，由此形成喷镀膜。喷镀用材料不限于完全熔融的状态，例如也可以对部分熔融的状态或者熔点以下的软化状态的喷镀材料进行喷镀。根据该热喷喷镀法，例如作为一例，可以将喷镀用材料供给于1000℃～2000℃的超音速燃烧火焰流而将喷镀用材料软化或熔融，并使其以500m/秒～1000m/秒的高速碰撞基材并堆积。
HVAF喷镀法是在上述的HVOF喷镀法中使用空气代替氧气来作为助燃气体的喷镀方法。与HVOF喷镀法相比，HVAF喷镀法可以使喷镀温度为低温。例如，作为一例，可以通过将喷镀用材料供给于1600℃～2000℃的超音速燃烧火焰流而使该喷镀用材料软化或熔融，并使喷镀颗粒以500m/秒～1000m/秒的高速与基材碰撞并堆积。
[喷镀膜]
此处公开的喷镀膜通过将上述的喷镀用材料喷镀于例如任意基材的表面而形成。上述的喷镀用材料可抑制喷镀时的氧化。因此，所述喷镀膜构成为以氟化钇(YF3)为主要成分的覆膜。这里，“主要成分”是指：在构成喷镀膜的构成成分中，氟化钇占喷镀膜的70质量％以上，优选为80质量％以上，更优选为90质量％以上，例如占95质量％以上。氟化钇可以为例如98质量％以上、99质量％以上。
需要说明的是，即使在使用此处公开的材料的情况下，以通常的喷镀条件进行喷镀时，在喷镀膜中除了氟化钇以外也可以包含氟氧化钇。例如，与喷镀中所使用的喷镀用材料相比，可以使氟化钇的比例减少而使氟氧化钇的比例增加。该氟氧化钇例如可以包含通式为YOF、Y5O4F7等各种组成的氟氧化钇。该氟氧化钇的比例没有特别限制，优选在喷镀膜中以30质量％以下的比例包含。氟氧化钇可进一步优选为20质量％以下，特别优选为10质量％以下。与喷镀用材料同样地，喷镀膜也可以是实质上仅由氟化钇和氟氧化钇构成的方式为优选的方式。这种情况下，可以通过在对喷镀膜进行X射线衍射分析时检测不到归属于除氟化钇及氟氧化钇以外的化合物的衍射峰来把握。
另一方面，喷镀膜可以是不包含会成为微细的微粒的直接产生源的氧化钇的方式。以氧化钇为代表的稀土元素氧化物具有相对硬质但较脆的特征。因此，当由于干式蚀刻等而暴露于等离子体环境时，该氧化钇的部分会剥脱而产生微细的微粒。另外，当喷镀膜中包含氧化钇时，在暴露于卤素气体等离子体时，该氧化钇部分可以优先被腐蚀。因此，氧化钇优选为喷镀膜的3质量％以下，更优选为1质量％以下，优选实质上不包含。例如，优选在对喷镀膜进行X射线衍射分析时检测不到归属于氧化钇的衍射峰。
以上的意思是：通过使用此处公开的喷镀用材料进行喷镀，虽然在某种程度上喷镀用材料中的氟化钇的氧化是不可避免的，但氟化钇并非变成氧化钇，而是优先变成氟氧化钇。这种现象在使用包含氧化钇的喷镀用材料所形成的喷镀膜中可能是不易观察到的。这样，通过使喷镀膜中不包含氧化钇，从而抑制了暴露于卤素气体等离子体时产生微粒的情况。因此，该喷镀膜可成为抗等离子体腐蚀性优异、特别是对卤素系等离子体的耐腐蚀特性优异的喷镀膜。
需要说明的是，喷镀膜由于使用了由复合颗粒构成的喷镀用材料，因此在喷镀时充分地熔融/软化而在基材上形成致密的喷镀膜。可实现所述喷镀膜的孔隙率大致低于4％的喷镀膜。通过使喷镀膜的孔隙率低于4％，从而喷镀膜的组织变得致密，此外使暴露于等离子体的表面减少，使抗等离子体腐蚀性显著提高。喷镀膜的孔隙率可以为3.5％以下，可以为3％以下，例如可以为1％以下。
需要说明的是，用于制造半导体装置的干式蚀刻装置中要求低微粒化。作为产生该微粒的主要原因，除了附着于真空腔室内的反应产物剥脱之外，还可列举使用卤素气体等离子体、氧气等离子体而导致的腔室劣化。微粒的粒径越大则问题越严重，在加工精度已经精密化的近些年，即使是粒径为0.2μm以下(小于0.2μm，例如0.1μm以下)的微粒的产生也需要严格限制。根据迄今的喷镀膜，可能会产生0.2μm以上的微粒，但通过使用此处公开的喷镀用材料并进行合适的喷镀，从而能够得到抗等离子体腐蚀性优异的喷镀膜。典型情况下，例如根据此处公开的喷镀膜，在目前的干式蚀刻环境下不会形成作为产生约0.2μm以上的粗大微粒的主要原因的变质层。这是因为，当此处公开的喷镀膜在干式蚀刻环境下被腐蚀而产生微粒时，其微粒由大小约0.2μm以下(典型地为0.1μm以下)的颗粒状的变质层构成。另外，此处公开的喷镀膜抑制变质层的形成本身，因此即使是例如约0.2μm以下(例如0.1μm以下、典型地为0.06μm以下、优选为19nm以下、进一步优选为5nm以下、最优选为1nm以下)的微细的微粒的产生也受到抑制。例如，可将这些微粒的产生数量抑制为实质上为零。
需要说明的是，这种喷镀膜的抗等离子体腐蚀性例如可以通过将该喷镀膜(也可以是带有喷镀膜的构件。)暴露于规定的等离子体环境中时、表示喷镀膜被侵蚀的程度的腐蚀速率(腐蚀速度)等来评价。关于利用该腐蚀速率评价抗等离子体腐蚀性的方法，将在后述的实施例中详细说明。
以下说明本发明的几个实施例，但并非意在将本发明限定于所述实施例所示的方案。
[喷镀用材料的制作]
(例1)
使用平均粒径为3μm的氟化钇粉体作为原料，与树脂粘结剂一起分散在分散介质中，然后利用喷雾干燥法造粒、焙烧，由此制作了例1的喷镀用材料。需要说明的是，在制造例1的喷镀用材料时，首先使用喷雾干燥器将原料分散液喷雾到气流中，使分散介质从喷雾液滴中蒸发而制作造粒粉。然后，将造粒粉导入到多气氛炉中，按照规定的焙烧条件进行焙烧。焙烧条件如下述的表1所示，将焙烧气氛设为Ar气氛，将焙烧温度设为700℃，将焙烧时间设为约5分钟。
(例2)
使用平均粒径为0.1μm的氟化钇粉体作为原料，将焙烧温度设为900℃，除此以外与例1同样地实施，得到例2的喷镀用材料。
(例3)
将焙烧温度设为900℃，增大液滴尺寸，除此以外与例1同样地实施，得到例3的喷镀用材料。需要说明的是，例如在使用旋转雾化器式的喷雾干燥装置时，喷雾干燥时的液滴大小可以通过改变盘形状、转速而适宜调整。以下同样。
(例4)
使用平均粒径为5μm的氟化钇粉体作为原料，增大液滴尺寸，将焙烧温度设为900℃，除此以外与例1同样地实施，得到例4的喷镀用材料。
(例5)
使用平均粒径为0.1μm的氟化钇粉体作为原料，减小液滴尺寸，将焙烧温度设为1000℃，除此以外与例1同样地实施，得到例5的喷镀用材料。
(例6)
使用平均粒径为5μm的氟化钇粉体作为原料，将焙烧温度设为1100℃，增大液滴尺寸，除此以外与例1同样地实施，得到例6的喷镀用材料。
(例7)
增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为N2气氛，将焙烧温度设为1100℃，除此以外与例1同样地实施，得到例7的喷镀用材料。
(例8)
增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为真空气氛，将焙烧温度设为1100℃，除此以外与例1同样地实施，得到例8的喷镀用材料。
(例9)
增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为真空气氛，将焙烧温度设为400℃，除此以外与例1同样地实施，得到例9的喷镀用材料。
(例10)
使用平均粒径为30μm的氟化钇粉体作为原料，将焙烧气氛设为真空气氛，将焙烧温度设为400℃，除此以外与例1同样地实施，得到例10的喷镀用材料。
(例11)
增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为空气气氛，将焙烧温度设为500℃，除此以外与例1同样地实施，得到例11的喷镀用材料。
(例12)
使用平均粒径为5μm的氟化钇粉体作为原料，增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为大气气氛，将焙烧温度设为100℃，除此以外与例1同样地实施，得到例12的喷镀用材料。
(例13)
增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为大气气氛，将焙烧温度设为800℃，除此以外与例1同样地实施，得到例13的喷镀用材料。
(例14)
增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为大气气氛，将焙烧温度设为900℃，除此以外与例1同样地实施，得到例14的喷镀用材料。需要说明的是，将造粒粉在大气中、在900℃下焙烧的焙烧条件为一直以来通用的焙烧条件。
(例15)
使用平均粒径为0.1μm的氟化钇粉体作为原料，增大液滴尺寸，将焙烧气氛设为大气气氛，将焙烧温度设为1000℃，除此以外与例1同样地实施，得到例15的喷镀用材料。
对于由此而得到的例1～15的喷镀用材料，如下所述地调查组成、平均粒径、压缩强度、体积密度、振实密度及体积减少度，将其结果示于表1。需要说明的是，另外还用扫描型电子显微镜(SEM)观察了喷镀用材料中的复合颗粒的微观结构。为了参考，将例3、例5、例12的喷镀用材料的观察结果示于图1～3。
(组成)
利用X射线衍射分析调查了喷镀用材料的组成。作为X射线衍射装置，使用了Rigaku Corporation制的Ultima IV，使用CuKα射线作为X射线源，在加速电压20kV、加速电流10mA、扫描范围2θ＝10°～70°、扫描速度10°/分钟、取样宽度0.01°的条件下进行测定。需要说明的是，此时发散狭缝调整为1°，发散限高狭缝调整为10mm，散射狭缝调整为1/6°，受光狭缝调整为0.15mm，偏角调整为0°。将在所得到的X射线衍射图案中检测到的晶相示于表1中的“喷镀用材料”的“组成”一栏中。为了参考，将针对例6的喷镀用材料而得到的X射线衍射图案示于图4。
(平均粒径)
平均粒径使用堀场制作所株式会社制的激光衍射/散射式粒径分布测定装置LA-300来测定。作为平均粒径，采用体积基准的D50％粒径。将得到的平均粒径示于表1中的“喷镀用材料”的“D50”一栏中。
(压缩强度)
压缩强度采用从各例的喷镀用材料中选出的任意10个复合颗粒并测得的破坏强度的算术平均值。破坏强度使用岛津制作所株式会社制的微小压缩试验装置MCT-500来测定。在将压缩试验中得到的临界载荷设为L[N]、将平均粒径设为d[mm]时，破坏强度σ[MPa]通过下式：σ＝2.8×L/π/d2来计算。将得到的压缩强度示于表1中的“喷镀用材料”的“压缩强度”一栏中。
(累积孔容积)
累积孔容积采用：由针对各例的喷镀用材料测定孔径分布特性而得到的结果计算出的、细孔半径为1μm以下的细孔的累积孔容积。孔径分布特性基于JIS R1655：2003并使用压汞式孔隙率计(岛津制作所株式会社制、Pore Sizer9320)测定。将其结果示于表1中的“喷镀用材料”的“累积孔容积”一栏中。
(体积密度、振实密度、体积减少度)
测定喷镀用材料的体积密度及振实密度，基于这些值计算出体积减少度。体积密度DB及振实密度DT采用基于JIS R1628：1997并利用恒定质量测定方法测得的初始体积密度及振实体积密度。然后，由这些值基于下式：R＝(DT-DB)/DT×100计算出体积减少度R。将这些结果分别示于表1中的“喷镀用材料”的“DB”、“DT”、“R”一栏中。
[带有喷镀膜的构件的制作]
另外，通过使用例1～15的喷镀用材料对基材进行喷镀，从而得到带有喷镀膜的构件。喷镀条件设为下述条件。
即，首先，作为被喷镀材料、即基材，准备由铝合金(Al6061)构成的板材(70mm×50mm×2.3mm)。对基材的喷镀面实施了通过褐色氧化铝磨削材料(A#40)进行的喷砂处理。喷镀中，使用市售的等离子体喷镀装置(Praxair Surface Technologies公司制，SG-100)，利用大气压等离子体喷镀法进行喷镀。关于喷镀条件，使用氩气50psi(0.34MPa)和氦气50psi(0.34MPa)作为等离子体工作气体，以电压37.0V、电流900A的条件产生等离子体。在对喷镀装置供给喷镀用材料时，使用粉体供给机(Praxair Surface Technologies公司制，Model1264型)，以20g/分钟的速度将喷镀用材料供给至喷镀装置，形成厚度200μm的喷镀膜。需要说明的是，喷枪的移动速度设为24m/分钟，喷镀距离设为90mm。
对于如此而得到的例1～15的带有喷镀膜的构件的喷镀膜，如下所述地调查成膜速率、孔隙率及腐蚀速率比，将其结果示于表1。
(成膜速率)
在使用了各喷镀用材料的喷镀膜形成中，计算每单位时间内的喷镀膜的厚度增加速度，作为成膜速率。对于喷镀膜的厚度增加量、即：在将测定基材的一部分遮蔽而进行规定时间的喷镀时的、通过测量喷镀部分与遮蔽部分的高度差而求出的高度差，使用表面粗糙度测定机(三丰制、SV-3000CNC)来测定。然后将测得的高度差除以喷镀时间而计算出成膜速率。将其结果示于表1中的“喷镀膜”的“成膜速率”一栏中。
(孔隙率)
孔隙率由气孔在喷镀膜的截面中所占的面积比例来计算。首先，将带有喷镀膜的构件沿着与基材的表面正交的面切割，对得到的截面进行树脂包埋研磨后，使用数字式显微镜(欧姆龙株式会社制、VC-7700)拍摄截面图像。然后，用图像分析软件(NIPPON ROPERK.K.制、Image Pro)对该图像进行分析，由此确定截面图像中的气孔部分的面积，通过计算出所述气孔部分的面积在整个截面中所占的比例而求出孔隙率。将其结果示于表1中的“喷镀膜”的“孔隙率”一栏中。
(腐蚀速率比)
喷镀膜的等离子体暴露试验如下进行。即，首先在基材上按照上述的喷镀条件形成20mm×20mm、厚度200μm的喷镀膜，对喷镀膜的表面进行镜面研磨直至覆膜厚度为100μm为止，然后将喷镀膜的四角用遮蔽带遮蔽，由此制备试验片。然后将该试验片载置于设置在平行平板型的半导体装置制造装置(ULVAC制、NLD-800)的腔室内的平台上的直径300mm的硅晶圆上。然后按照下述的表2所示的条件以规定的循环反复产生氟气体等离子体(F系等离子体)或氯气体等离子体(Cl系等离子体)，由此对硅晶圆及喷镀膜的中央部分进行蚀刻。需要说明的是，如下述表2所示，F系等离子体使用CF4与O2的混合气体(体积比：53.2/5)作为蚀刻气体而产生。另外，Cl系等离子体使用CCl4与O2的混合气体(体积比：53.2/5)作为蚀刻气体而产生。在各等离子体下的暴露时间设为约0.9小时，其中包含间隔(冷却循环时间)。然后，测定等离子体所引起的喷镀膜的厚度减量来作为蚀刻量(腐蚀量)，计算每单位时间的腐蚀量，作为等离子体腐蚀速率。通过利用表面粗糙度测定机(三丰制、SV-3000CNC)测量遮蔽部分与等离子体暴露面的高度差而求出喷镀膜的厚度减量。然后，基于下式：(例14的喷镀膜的等离子体腐蚀速率[μm/小时])÷(各例的喷镀膜的等离子体腐蚀速率[μm/小时])；计算出在将例14的喷镀膜的等离子体腐蚀速率设为基准“1”时的各喷镀膜的等离子体腐蚀速率(相对值)，作为等离子体腐蚀速率比。需要说明的是，作为基准的例14的喷镀膜是使用将公知的造粒粉在大气中、900℃下焙烧而得到的喷镀用材料而形成的。将其结果示于表1中的“喷镀膜”的“等离子体腐蚀速率比”一栏中。
[表1]
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[表2]
表2
等离子体产生条件 F系等离子体 Cl系等离子体
蚀刻气体组成 CF4/O2 CCl4/O2
气体流速(sccm) 53.2/5 53.2/5
腔室内压(Pa) 1 1
等离子体产生电力(上部)(W) 1500 1500
等离子体产生电力(底部)(W) 400 400
偏压区(mmφ) 100(4″) 100(4″)
功率密度(W/cm2) 5.1 5.1
暴露时间(小时) 0.9 0.9
暴露/冷却循环(分钟) 0.5/1.5 0.5/1.5
(非氧化性气氛中的焙烧；例1～10)
由表1的例1～10的喷镀用材料的组成栏可知，将造粒粉在作为非氧化性气氛的稀有气体气氛、非活性气氛及真空气氛中的任意气氛中进行焙烧时，可以得到维持了原料粉体的氟化钇组成的喷镀用材料。需要说明的是，如图4所示，例如从例6的喷镀用材料的XRD图案中，检测出夹杂在氟化钇(YF3)中的极微量的氟氧化钇(Y5O4F7)。然而，其比例低于整体的0.5mol％，可认为得到了实质上由氟化钇构成的喷镀用材料。此处，氟化钇的微细颗粒烧结在约900℃以上进行，例如在焙烧温度为800℃以下时难以烧结。由此可知，就所得到的喷镀用材料的压缩强度而言，在焙烧温度为900℃以上的例2～8中达到5MPa以上，而在焙烧温度为700℃、400℃的例1、9～10的喷镀用材料的情况下为不满足5MPa的较低值。另外，在例2～8的喷镀用材料中确认到：随着焙烧温度提高，压缩强度也显著提高。
需要说明的是，图1是观察例3的喷镀用材料的复合颗粒的结构而得到的SEM图像。由图1可知，例3的氟化钇微粒均为球形且形成网状，以相对宽广的界面彼此一体化。与后述的例12的喷镀用材料的复合颗粒相比则能够清楚地理解，但还可知通过烧结而使原料粉体进行颗粒生长、粗大化，从而形成氟化钇微粒。另外可知，虽然氟化钇微粒之间可见气孔，但整体上形成了大致球形的复合颗粒。图2是观察例5的喷镀用材料的复合颗粒的结构而得到的SEM图像。例5的喷镀用材料与例3的喷镀用材料相比，是使用更微细的原料粉体以更高的温度进行焙烧而得到的。即，是进一步进行了烧结的喷镀用材料。因此可知，例5的氟化钇微粒的原料粉体的颗粒进一步进行粒生长而变得粗大，并且以更宽广的界面彼此结合一体化，形成了具有比例3的复合颗粒更平滑的表面的致密的复合颗粒。此外，其结果，使构成复合颗粒的氟化钇微粒的间隙的气孔减少，复合颗粒看起来变得致密。由此可以理解：通过提高焙烧温度等来促进烧结，由此使复合颗粒的压缩强度提高。即，可知可以通过压缩强度来大体上把握良好的烧结状态。
以上的结果还可以由表1的累积孔容积的结果加以确认。例如，在复合颗粒的压缩强度与累积孔容积之间可观察到大致的相关性，可知压缩强度越提高则累积孔容积越减小。另外，从例2～4的比较可知，使用更微细的粉体作为原料粉体，则通过造粒及焙烧而使复合颗粒变得越致密，其结果可以得到压缩强度高的复合颗粒。虽然不是直接比较，但从例1、2、8的比较以及例2、5的比较、例4、6的比较等可知，焙烧温度越提高则复合颗粒变得越致密，其结果，可以得到压缩强度高的复合颗粒。
另外，进行了烧结的例2～8的喷镀用材料的体积减少度高达30％以上，而未进行烧结的例1、9的喷镀用材料的体积减少度为较低的值。认为其理由如下。即，造粒粉在造粒后的状态下其表面形态中容易有凹凸，即使通过自然落下也难以致密地填充。此外，即使在利用振实来施加冲击的情况下，填充程度也由于表面的凹凸而难以改善。与此相对地，进行了烧结的喷镀用材料在烧结时发生原料颗粒的球形化，进而进行原料颗粒的烧结一体化，表面形态的凹凸得到缓解。由此可认为容易通过振实来提高体积密度，使体积减少度变大。其结果，可知例4～8的喷镀用材料的流动性高，喷镀时的供给性也提高，成膜速率也提高。需要说明的是，关于例10的喷镀用材料，由于原料粉体为大粒径而形成了并非球形的变形的造粒粉，测量到初始体积密度大幅降低。认为其结果导致体积减少度变高，可认为体积减少度超过30％的理由与例2～8不同。
例2～8的喷镀用材料的复合颗粒的压缩强度高，体积减少度也高达30％以上。其结果，可以确认到流动性高、成膜速率也提高。进而可知，在使用成膜速率高的例2～8的喷镀用材料时，喷镀用材料向基材的供给也顺畅地进行，因此能够形成孔隙率低的良好的喷镀膜，其结果，喷镀膜的腐蚀速率比被抑制得较低。
与此相对地，可知在使用烧结未进行而成膜速率低的例1、9、10的喷镀用材料时，形成孔隙率高的喷镀膜，其结果，喷镀膜的腐蚀速率比也变高。需要说明的是，可认为焙烧温度高达700℃的例1的喷镀用材料与焙烧温度低至400～500℃的例9、10的喷镀用材料相比进行了烧结，其结果，虽然不及例2～8，但体积减少度、成膜速率、孔隙率、腐蚀速率比的值也都显示出良好的结果。需要说明的是，由例6～8等的结果可知，非氧化性气氛可以为稀有气体气氛、非活性气氛及真空气氛中的任意者。
(氧化气氛中的焙烧；例11～15)
另一方面可知，在将造粒粉在大气气氛中焙烧的例11～15中，如果是焙烧温度为100℃的接近干燥的状态，则可以得到维持了原料粉体的氟化钇组成的喷镀用材料(例12)。图3是观察例12的喷镀用材料的复合颗粒的结构而得到的SEM图像。例12的复合颗粒是使用平均粒径5μm的原料粉体造粒而得到的、平均粒径为40μm的造粒颗粒，原料粉体的颗粒是利用树脂粘结剂而结合的，没有彼此烧结或进行颗粒生长。此外可知，各颗粒具有源自斜方晶的晶体结构的带有棱角的外形。另外可知，如果是焙烧温度为500℃而焙烧未进行、压缩强度也低的焙烧条件，则可以得到维持原料粉体的氟化钇组成的喷镀用材料(例11)。然而，可知当焙烧温度达到800℃以上时，氟化钇被氧化而在喷镀用材料中形成氟氧化钇(YOF)(例13～15)。虽然表中未示出，但从XRD的结果可确认，YOF的比例随着在大气中的焙烧温度的提高而增大。
需要说明的是，通过100℃的大气焙烧而得到的例12的喷镀用材料、以及通过500℃的空气焙烧而得到的例11的喷镀用材料对造粒粉进行了干燥或热处理，未进行烧结。因此，压缩强度为0.1～0.5MPa的较低值。与此相对地，可知对于通过800℃以上的大气焙烧而得到的例13～15的喷镀用材料，焙烧温度越提高则越进行造粒粉的烧结，压缩强度为0.7～2.4MPa，随着焙烧温度的提高而提高。然而，这些喷镀用材料即使是在800℃以上的较高温度下进行焙烧，压缩强度也为2.4MPa以下，并没有提高多少。认为其原因在于，在焙烧时随着YF3氧化分解为YOF，氟挥发而导致材料中形成作为氟释放通道的气孔。
以上情况由表1的累积孔容积的结果也可确认。例如，烧结未进行的例11及12喷镀用材料中，氟化钇微粒之间存在较多间隙，因此累积孔容积也高。然而，如例13～15所示，当提高焙烧温度并进行烧结时，累积孔容积下降。然而，如上所述，在例13～15中，由于焙烧中的氟挥发而抑制了复合颗粒的致密化，与例2～8等相比，累积孔容积保持为相对较高的状态。
另外可知，由于使用例12的喷镀用材料来进行喷镀时，该喷镀用材料的压缩强度极低，因此在喷镀的过程中造粒粉崩坏，成膜速率变为较低的值。另外可知，所形成的喷镀膜的孔隙率也较高、为6％，其结果，喷镀膜的腐蚀速率比也较高、为0.98。可知在使用例13～15的喷镀用材料进行喷镀时成膜率为较低的值。另外，在使用例13～15的喷镀用材料时，喷镀膜的孔隙率为8～15％，有在所有例子中也较高的倾向，确认了孔隙率及腐蚀速率比随着焙烧温度的上升而变高。虽然具体情况尚不明确，但预测是由于：伴随着在大气气氛中的高温下的焙烧，喷镀用材料中的氟化钇被氧化，其结果，在喷镀膜中也以高比例形成了氧化钇。
由此，使用在大气中经焙烧的喷镀用材料时，在喷镀中容易进行喷镀用材料的氧化。这样，可知在成膜中F挥发时，所形成的喷镀膜的孔隙率为8～15％，为显著高的值。另外可知，随着喷镀膜的孔隙率提高，腐蚀速率比也提高，抗等离子体腐蚀性下降。由此可以确认到通过使用在非氧化性气氛中进行了烧结的喷镀用材料，从而能够形成抗等离子体腐蚀性得到提高的喷镀膜。
以上详细说明了本发明的具体例子，但这些不过是例示，并非对权利要求书进行限定。权利要求书中记载的技术方案中也包括了对以上例示的具体例子进行各种变形、变更而得到的技术方案。

Claims (5)

1.一种喷镀用材料，其包含使多个氟化钇微粒一体化而成的复合颗粒，所述复合颗粒的压缩强度为7.8MPa以上且70MPa以下，
所述喷镀用材料利用压汞法求出的孔径为1μm以下的累积孔容积为0.16cm3/g以下，
所述喷镀用材料整体的99.9质量％以上由氟化钇构成，所述喷镀用材料为由多个所述复合颗粒构成的粉体，在所述粉体的X射线衍射分析中，检测不到归属于氧化钇的衍射峰，
所述粉体通过如下得到：进行造粒和烧结，所述烧结的焙烧条件包括在非活性气氛或真空气氛中、以900℃以上且低于1200℃来加热。
2.根据权利要求1所述的喷镀用材料，所述粉体的体积密度为1g/cm3以上且1.7g/cm3以下。
3.根据权利要求1或2所述的喷镀用材料，所述粉体的平均粒径为10μm以上且100μm以下。
4.根据权利要求1所述的喷镀用材料，其中，在将所述粉体的振实密度设为DT、将体积密度设为DB时，基于下式：R＝(DT-DB)/DT×100计算出的体积减少度R(％)为30以上。
5.根据权利要求1所述的喷镀用材料，其中，在所述复合颗粒的电子显微镜观察中，40个数％以上的所述氟化钇微粒彼此结合而一体化。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10538845B2 (en) * 2016-06-22 2020-01-21 Ngk Spark Plug Co., Ltd. Yttrium oxyfluoride sprayed coating and method for producing the same, and sprayed member
JP6609390B1 (ja) * 2019-03-18 2019-11-20 積水化学工業株式会社 エアロゾルデポジッション法用の多孔質層形成用粉体、脆性材料成形体の製造方法、光電極の製造方法及び色素増感型太陽電池の製造方法
CN114829667A (zh) * 2019-12-18 2022-07-29 信越化学工业株式会社 氟化钇系喷涂被膜、喷涂构件及氟化钇系喷涂被膜的制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20020015853A1 (en) * 2000-07-31 2002-02-07 Kazuhiro Wataya Method for formation of thermal-spray coating layer of rare earth fluoride
WO2015194678A1 (ja) * 2014-06-20 2015-12-23 株式会社フジミインコーポレーテッド 粉末積層造形に用いる粉末材料およびそれを用いた粉末積層造形法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS523222B1 (zh) 1971-07-29 1977-01-26
JPS5149533A (ja) 1974-10-28 1976-04-28 Saburo Murakami Jusuichisoyoshiirudokutsushinki
JP3523216B2 (ja) 2001-04-06 2004-04-26 信越化学工業株式会社 溶射用希土類含有化合物粒子、これを溶射した溶射部材
JP3672833B2 (ja) 2000-06-29 2005-07-20 信越化学工業株式会社 溶射粉及び溶射被膜
EP1642994B8 (en) 2000-06-29 2017-04-19 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth oxid powder used in thermal spray coating
JP3523222B2 (ja) 2000-07-31 2004-04-26 信越化学工業株式会社 溶射材料およびその製造方法
JP4273292B2 (ja) 2001-04-06 2009-06-03 信越化学工業株式会社 溶射用粒子、および該粒子を用いた溶射部材
US6596397B2 (en) 2001-04-06 2003-07-22 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Thermal spray particles and sprayed components
JP5248038B2 (ja) * 2007-05-22 2013-07-31 東京エレクトロン株式会社 載置台およびそれを用いたプラズマ処理装置
JP5861612B2 (ja) * 2011-11-10 2016-02-16 信越化学工業株式会社 希土類元素フッ化物粉末溶射材料及び希土類元素フッ化物溶射部材
JP5939084B2 (ja) 2012-08-22 2016-06-22 信越化学工業株式会社 希土類元素オキシフッ化物粉末溶射材料の製造方法
JP6388153B2 (ja) * 2014-08-08 2018-09-12 日本イットリウム株式会社 溶射材料
JP6578106B2 (ja) * 2015-02-24 2019-09-18 株式会社フジミインコーポレーテッド 溶射用粉末
JP6281507B2 (ja) * 2015-03-03 2018-02-21 信越化学工業株式会社 希土類元素オキシフッ化物粉末溶射材料及び希土類元素オキシフッ化物溶射部材の製造方法
CN104830341B (zh) * 2015-05-15 2016-07-06 福州大学 一种稀土离子掺杂氟化钇绿色上转换荧光材料的制备方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20020015853A1 (en) * 2000-07-31 2002-02-07 Kazuhiro Wataya Method for formation of thermal-spray coating layer of rare earth fluoride
WO2015194678A1 (ja) * 2014-06-20 2015-12-23 株式会社フジミインコーポレーテッド 粉末積層造形に用いる粉末材料およびそれを用いた粉末積層造形法

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