JP2006182570A - 耐食性部材およびその製造方法並びに半導体・液晶製造装置用部材 - Google Patents

Abstract

【課題】アルミナ結晶またはイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）結晶を主結晶とする焼結体において、ＹＡＧ粒子の粒成長や偏析により機械的特性が低下しやすく、耐食性を向上できなかった。
【解決手段】耐食性部材を、金属元素としてＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有し、アルミナ結晶またはイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）結晶を主結晶とする焼結体から形成し、前記ＹＡＧ結晶の数の７０％以上が、前記アルミナ結晶に接しているものとする。
【選択図】図１

Description

本発明は、耐食性部材およびその製造方法並びに半導体・液晶製造装置用部材に関する。特に、本発明の耐食性部材は、半導体・液晶製造装置に用いる腐食性ガスまたはそのプラズマに対する高い耐食性が求められる部材、例えば、チャンバー、マイクロ波導入窓、シャワーヘッド、フォーカスリング、シールドリング等に用いると好適なものである。

近年、例えば、半導体・液晶製造の際のエッチングや成膜などの各工程において、プラズマを利用して被処理物への処理を施す技術が盛んに使用されている。この工程には、反応性の高いフッ素系、塩素系等のハロゲン元素を含む腐食性ガスが多用されている。従って、半導体・液晶製造装置に用いられる腐食性ガスやそのプラズマに接触する部材には高い耐食性が要求されており、このような耐食性部材には、アルミナ焼結体などのセラミックスが用いられてきた。

最近では、アルミナ焼結体よりも耐食性の優れたセラミックスとして、イットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）焼結体が注目されている。しかしながら、ＹＡＧ焼結体はアルミナ焼結体よりも耐食性に優れているものの、一般的に破壊靱性などの機械的特性がアルミナ焼結体よりもかなり劣っているため、機械的特性が要求される耐食性部材には適用が困難であった。このため、機械的特性がＹＡＧよりも優れ、かつアルミナよりも耐食性が優れた、アルミナとＹＡＧの結晶からなる焼結体が耐食性部材として注目されてきている。

例えば、焼結体をハロゲン元素が含まれた腐食性ガスやそのプラズマに接触する部材等に適用した技術が特許文献１〜４に開示されている。

特許文献１には、主成分であるＡｌ_２Ｏ_３の平均結晶粒径が１０〜４０μｍ、このＡｌ_２Ｏ_３に含有されるＹＡＧの平均結晶粒径が０．１〜１μｍであり、含有されるＹＡＧの結晶粒子数が１０μｍ×１０μｍの範囲の面積中に２０個以上である耐プラズマ性アルミナ焼結体が記載されている。この焼結体は、Ａｌ_２Ｏ_３が１００重量％に対して、外掛けで、Ｙ化合物がＹ_２Ｏ_３換算で１〜１０重量％、Ｍｇ化合物がＭｇＯ換算で０．０１〜０．１重量％である原料を用い、成形した後に、１６００℃までの昇温速度を１０〜１００℃／時間とし、１６００〜１８５０℃の温度にて、還元性雰囲気で焼成することにより製造されている。ここでＹ化合物としては、塩化イットリウム、酢酸イットリウム、硝酸イットリウムなど、Ｍｇ化合物としては、硫酸マグネシウム、硝酸マグネシウムを用いるのが好ましく、これら化合物を用いることにより、アルミナ組成内への分散性がよくなり、Ａｌ_２Ｏ_３が選択的に腐食されるのを防ぐことが可能となり、機械的特性を劣化させることなく、耐プラズマ性を向上させることができると記載されている。

特許文献２には、アルミナを５０〜９７重量％、ＹＡＧを３〜５０重量％含有する焼結体であって、該焼結体中における上記アルミナの平均結晶粒子径が２〜１０μｍ、ＹＡＧの平均結晶粒子径が１．５〜５μｍで、かつＹＡＧの平均結晶粒子径に対するアルミナの平均結晶粒子径の比が１より大きく、７より小さい高強度アルミナ質焼結体が記載されている。この焼結体は、アルミナ純度が９５％以上、平均粒子径が１〜１５μｍ、ＢＥＴ比表面積が１〜４ｍ^２／ｇのアルミナ粉末と、平均粒子径０．６〜１．２μｍ、ＢＥＴ比表面積２〜５ｍ^２／ｇのＹＡＧ粉末とを、アルミナ粉末５０〜９７重量％、ＹＡＧ粉末３〜５０重量％の範囲で混合し、有機バインダーを添加混合、造粒、成形、焼成することにより製造されている。

特許文献３には、ＹＡＧ粒子を０．５〜１２重量％含有し、残部が実質的にアルミナからなり、ＹＡＧ粒子の平均結晶粒子径が０．０５〜１．５μｍ、アルミナの平均結晶粒子径が０．５〜５．０μｍで、ＹＡＧ粒子が焼結体の粒界及びアルミナ粒子内の双方に分散している高強度、高硬度アルミナ焼結体が記載されている。このセラミックスは、水溶性のアルミニウム塩とイットリウム塩とを水に溶解した溶液を作製し、この溶液にアルミナ粉末を添加してアンモニアで中和反応させることによりＡｌ−Ｙ系水酸化物とアルミナからなる混合粉体を得た後、この混合粉体を３００〜１０００℃で仮焼きすることによりＹＡＧ粒子を分散させたアルミナ粉体を作製し、得られたアルミナ粉体を造粒、成形、焼成することにより製造されている。

特許文献４には、多結晶α−Ａｌ_２Ｏ_３と多結晶ＹＡＧとが微細なレベルで均質に海島構造を形成し、多結晶α−Ａｌ_２Ｏ_３が海を、多結晶ＹＡＧが島を、それぞれ形成し、コロニ−が存在せず、大気中１５００℃での三点曲げ強度が５００ＭＰａ以上であるセラミックス複合材料が記載されている。

そして、特許文献４の複合材料の製造方法としては、所望する成分比率のセラミックス複合材料を生成する割合のα−Ａｌ_２Ｏ_３粉末及びＹ_２Ｏ_３粉末を乾式混合法や湿式混合法で混合し、混合粉末を調製する。次に、この混合粉末を公知の溶解炉、例えばア−ク溶解炉を用いて溶解する温度、例えば１８００〜２５００℃に加熱して溶解する。引き続き、上記の溶解物をそのままルツボに仕込み、一方向に凝固させることにより得られる。
特開２００２−３７６６０号公報 特開２００２−２５５６３４号公報 特開平１１−３３５１５９号公報 特開平８−８１２５７号公報

しかし、近年、半導体チップの小型化、回路等の細密度化に対応して、半導体・液晶製造装置のエッチングや成膜工程で腐食やパーティクル等の発生をさらに抑制できる高い耐食性の部材の要求が強くなっているため、従来の耐食性部材の耐食性レベルではこの要求を満足することができなくなってきている。例えばＬＳＩに用いるシリコン半導体を製造する過程で、Ｓｉウエハにパーティクルが付着すると配線が断線するため、パターン幅が微細である程、シリコン半導体の製造でウエハに付着するパーティクルの粒径を縮小する必要がある。特に、ウエハ処理工程においてウエハに付着するパーティクルは半導体の不良の主原因となる。従来の耐食性部材は、腐食性雰囲気、特にハロゲン元素を含む腐食性ガスのプラズマ中で使用すると、表面が腐食されて亀裂や大きなパーティクルが発生する問題や、機械的強度が低いため割れたり、クラックが入ったりする問題が発生するため、微細化が進んだ半導体の製造工程に用いることができなくなっている。

そのため前述したように、アルミナ焼結体よりも耐食性が優れ、ＹＡＧ焼結体の機械的特性を補ったアルミナ−ＹＡＧ系焼結体が注目されてきているが、耐食性や機械的特性の点ではなお不十分であった。

従来のアルミナ−ＹＡＧ系焼結体の耐食性や機械的特性が不十分であったのは、アルミナ−ＹＡＧ系焼結体中のＹＡＧ結晶が凝集や偏析を起こすからと考えられている。本発明者らはアルミナ−ＹＡＧ系焼結体において、従来のアルミナ−ＹＡＧ系焼結体に含まれるＹＡＧ結晶が凝集や偏析を起こすことによって、アルミナ結晶に接するＹＡＧ結晶の割合が７０％未満となり、その結果、耐食性や機械的特性が悪くなることを知見した。そして、特許文献１〜４のセラミックスを調べた結果、次のようなことがわかった。

特許文献１のように、アルミナ粉末と酸化イットリウム前駆体（塩化イットリウム、酢酸イットリウム、硝酸イットリウム）粉末とを混合して作製すると、焼成過程で、まず、酸化イットリウム前駆体から酸化イットリウム粒子が生成し、次いでこの酸化イットリウム粒子とアルミナ粒子が反応してＹＡＧ粒子が生成し、焼結・粒成長する。一方、酸化イットリウム粒子と反応しなかったアルミナ粒子は、ＹＡＧ粒子の焼結が進んだ後で焼結・粒成長する傾向があるため、先に焼結・粒成長したＹＡＧ結晶が凝集しやすくなると考えられるからである。また、ＹＡＧ結晶が偏析するのは、アルミナ粉末と酸化イットリウム前躯体の粉末とを機械的に混合、成形して作製しているため、アルミナ粉末と酸化イットリウム前躯体の粉末とが良好に混ざりにくく、その結果、アルミナ粉末中の酸化イットリウム前躯体は偏析することになり、これを用いて成形体を作製し、焼成すると、アルミナと反応して生成するＹＡＧ結晶が、セラミックス中に偏析することとなるのである。このようなＹＡＧ結晶の凝集、偏析が起こると、ＹＡＧ結晶がアルミナ結晶に接することなくＹＡＧ結晶にのみ接している割合が増加するため、焼結体に含まれるＹＡＧ結晶のうちアルミナ結晶に接しているものの割合が低下し、この割合が７０％未満となりやすかった。この割合はＹＡＧ結晶の凝集や偏析が著しく発生している程低下していた。

また、特許文献２のようにアルミナ粉末とＹＡＧ粉末とを混合して作製したセラミックスも、同様にＹＡＧ結晶の凝集や偏析が起こり、アルミナ結晶に接するＹＡＧ結晶の割合が７０％未満となり易いといえる。

さらに、特許文献３のセラミックスでは、焼成中にまずＡｌ−Ｙ系水酸化物の大部分が、ＹＡＧ粒子、またはＹＡＧ粒子全体がアルミナに包含された粒子となる。この生成したＹＡＧ粒子の焼結・粒成長が進行した後、アルミナ粒子と、ＹＡＧ粒子全体がアルミナに包含された粒子とが共に焼結・粒成長すると考えられる。その結果、ＹＡＧ結晶は、異常粒成長して偏析したり、アルミナ結晶の粒内に包含されて存在したりしやすいので、ＹＡＧ結晶のうちアルミナ結晶に接しているものの割合が低下し、この割合が７０％未満となる恐れがあった。特に、Ａｌ−Ｙ系水酸化物が微細な粒子で構成されている場合、アルミナ結晶の焼結・粒成長の前にＹＡＧ粒子の焼結・粒成長が起こりやすいので、ＹＡＧ結晶が特に凝集しやすく、この割合が７０％未満となっていた。また、特許文献３のセラミックスは、アルミナ結晶の粒内にＹＡＧ結晶があるため熱伝導率が小さく、熱衝撃などの熱応力が加わった際に亀裂が生じたり、割れたりし易いという問題もあった。

また、特許文献４のセラミックスは、一般的な焼結法ではなく、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末とＹ_２Ｏ_３粉末の混合粉末を溶解し、一方向に急激に凝固する方法により製造されているので、ＹＡＧ結晶とアルミナ結晶が共に、凝固方向に針状や棒状に伸び巨大な結晶、すなわちセラミックス全体に渡って偏析した結晶が形成されているとともに、セラミックス中の部位によってＹＡＧの含有割合が異なることとなっていた。このため、ＹＡＧ結晶のうちアルミナ結晶に接しているものの割合が７０％未満となる恐れがあった。また、この割合が平均で７０％以上の場合でも、全ての結晶がアルミナ結晶またはＹＡＧ結晶からなる部位がセラミックス中に部分的に存在していた。

したがって、特許文献１〜４のセラミックスはいずれも、例えばハロゲン元素を含む腐食性ガスのプラズマ中での耐食性がアルミナ結晶に比べ良好であるＹＡＧ結晶が凝集や偏析していることから、十分な耐食性を得られないという問題を有するとともに、アルミナ結晶に比べて破壊靱性の小さいＹＡＧ結晶が凝集したり、偏析したりしているので、セラミックスに機械的応力が印加された際、凝集や偏析したＹＡＧ結晶からマイクロクラックの進展が進み、その結果、セラミックスの破壊靱性が小さくなって、機械的強度が低下するという問題があった。また、特許文献４のセラミックスは針状や棒状のアルミナ結晶が、その長手方向で数十μｍ以上の長さとなって形成されているため、耐食性部材として用いた場合、このアルミナ結晶が大きく腐食されるという問題があった。

ここで、凝集とは多くのＹＡＧ結晶が集まって互いに接している状態、偏析とはＹＡＧ結晶が焼結体中の一部に部分的に多く集まっている状態を言い、凝集と偏析が同時に起こっている場合もある。

以上のことから、本発明は耐食性と機械的特性が共に優れた耐食性部材を提供することを目的とする。

また、その製造方法を提供することを目的とするとともに、本発明の耐食性部材を用いた半導体・液晶製造装置用部材をも提供することを目的とする。

したがって、本発明の耐食性部材は、金属元素としてＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有し、アルミナ結晶またはイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）結晶を主結晶とする焼結体からなる耐食性部材であって、前記ＹＡＧ結晶の数の７０％以上が、前記アルミナ結晶に接していることを特徴とする。

さらに、本発明の耐食性部材は前記ＹＡＧ結晶が、前記アルミナ結晶の数の７５％以上に接していることを特徴とする。

また、本発明の耐食性部材は少なくとも前記アルミナ結晶と接するＹＡＧ結晶の平均粒径が０．５〜８μｍであることを特徴とする。

また、本発明の耐食性部材は前記アルミナ結晶の平均粒径が１〜９μｍであることを特徴とする。

また、本発明の耐食性部材は炭素の含有量が１００質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする。

また、本発明の耐食性部材はＭｇをＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％含有することを特徴とする。

そして、本発明の耐食性部材の製造方法は多孔質アルミナ粒子の細孔にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透、熱処理して、前記細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子を含む原料粉体を作製し、前記原料粉体を成形、焼成して焼結体からなる耐食性部材を作製することを特徴とする。

加えて、本発明の半導体・液晶製造装置用部材は前記耐食性部材を用いたことを特徴とする。

金属元素としてＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有し、アルミナ結晶またはイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）結晶を主結晶とする焼結体からなる耐食性部材であって、前記ＹＡＧ結晶の数の７０％以上が、前記アルミナ結晶に接する耐食性部材とすることにより、アルミナよりも優れた耐食性を備え、従来のアルミナ−ＹＡＧ系焼結体よりも、機械的特性に優れかつ腐食性雰囲気に曝された場合にパーティクルが発生しにくい耐食性部材とすることができる
前記ＹＡＧ結晶が前記アルミナ結晶の数の７５％以上に接しているものとすることにより、さらに耐食性が向上する。

前記アルミナ結晶に接するＹＡＧ結晶の平均粒径を０．５〜８μｍとすることにより、耐食性部材に機械的応力が加わってマイクロクラックが生じた場合、アルミナ結晶にＹＡＧ結晶が接していることからマイクロクラックの進展を抑制することができるので、さらに機械的特性が向上する。

前記アルミナ結晶の平均粒径を１〜９μｍとすることにより、耐食性の向上を確実なものとし、機械的強度をさらに向上させた耐食性部材を得ることができる。

また、炭素の含有量を１００質量ｐｐｍ以下とすることにより、耐食性をより向上させることができる。

また、ＭｇをＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％含有させることにより、アルミナ結晶の異常粒成長を抑制できるので、耐食性と機械的特性がさらに向上した耐食性部材とすることができる。

多孔質アルミナ粒子の細孔にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透、熱処理して、前記細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子を含む原料粉体を作製し、前記原料粉体を成形、焼成して焼結体からなる耐食性部材を作製する耐食性部材の製造方法によって、アルミナ結晶に接するＹＡＧ結晶の生成に寄与する割合が増加し、その結果より優れた耐食性部材を製造することができる。

本発明の耐食性部材によって半導体・液晶装置用部材を構成すれば、製造装置中でハロゲン元素を含む腐食性ガスまたはそのプラズマに曝されても、優れた耐食性を有し、部品交換の頻度を少なくできるために、製造コストを抑えることが可能となる。

以下に本発明について詳述する。

図１は、本発明の耐食性部材を構成する焼結体のアルミナ結晶とＹＡＧ結晶の配置を示す模式図である。

本発明の耐食性部材１８は、金属元素としてＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有し、結晶を主結晶とする焼結体からなり、アルミナ結晶１２またはイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ＝Ｙ_３Ａｌ_５Ｏ_１２ 以下、ＹＡＧと称す）結晶１４（図１で白く表した結晶）を主結晶とし、ＹＡＧ結晶１４の数の７０％以上が、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６（図１で白く表した結晶のうち、アルミナ結晶１２に接する結晶）を有することを特徴とするものである。

これにより、アルミナ焼結体よりも優れた耐食性を備え、従来のアルミナ−ＹＡＧ系焼結体よりも、機械的特性に優れかつ腐食性雰囲気に曝された場合にパーティクルが発生しにくい耐食性部材１８とすることができる。

すなわち、ＹＡＧ結晶１４の数の７０％以上が、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６を有していることから、ＹＡＧ結晶の凝集や偏析を抑制でき、その結果、アルミナ焼結体よりも優れた耐食性を備え、従来のアルミナ−ＹＡＧ系焼結体よりも、機械的特性に優れかつ腐食性雰囲気に曝された場合にパーティクルが発生しにくい耐食性部材１８とすることができる。

本発明の耐食性部材１８が耐食性に優れている理由は次のように考えられる。耐食性部材１８は、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の境界付近において、ＹＡＧ結晶１６に接しているアルミナ結晶１２に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶１６に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子を兼ねて配置されている割合が多いので、ＹＡＧ結晶１６とアルミナ結晶１２の境界付近の結晶格子の不整合により発生するアルミナ結晶１２の内部応力を小さくすることができ、その結果、ＹＡＧ結晶１６に接しているアルミナ結晶１２の内部応力を小さくすることができると考えられる。このように内部応力が小さいと、アルミナ結晶１２の格子欠陥が少なくなるので、ＹＡＧ結晶１６に接しているアルミナ結晶１２の腐食が抑制されると考えられる。このような特徴を有することができるのは、本発明の耐食性部材１８が後述のように、多孔質アルミナ粒子の細孔にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透、熱処理して、前記細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子を含む原料を作製し、前記原料を成形、焼成して作製されていることに起因する。

つまり、焼結体をハロゲン元素が含まれた腐食性ガス又はそのプラズマ、高温高圧の水蒸気、金属ナトリウムなどの腐食種を含む腐食性雰囲気中に暴露した場合、アルミナ結晶の結晶格子にＡｌ、Ｏ（酸素）の欠損や配列の乱れ、ＹＡＧ結晶の結晶格子にＡｌ、Ｙ、Ｏの欠損や配列の乱れなどの格子欠陥があると、これら格子欠陥に位置したり接したりする原子は電気的、結晶構造的に不安定となるため、腐食種はこの格子欠陥のある結晶格子の原子を選択的にエッチング（系外へ除去されること）しやすくなり、このエッチングが連鎖的に起こることによってアルミナ−ＹＡＧ系焼結体表面がエッチングされてパーティクルが発生する。しかしながら、前述のようにアルミナ結晶１２の内部応力が小さいと、前記格子欠陥を少なくすることができるので、エッチングされにくい耐食性部材１８とすることができる。特に、アルミナ結晶１２はＹＡＧ結晶１４、１６に比べてエッチングされやすいので、アルミナ結晶１２のエッチングを抑制した本発明の耐食性部材１８は、パーティクルの発生を少なくすることができる。

そして、ＹＡＧ結晶１６が接したアルミナ結晶１２の内部応力は、次のようなＸ線回折による応力測定の原理を用いて確認することができる。

先ず、Ｘ線回折による応力測定の原理では、多結晶体からなる試料に内部応力がなければ、ブラッグの回折条件を満足する回折Ｘ線は円錐状の方向に反射され、このとき入射Ｘ線の反対側に垂直に写真フィルムを置けば、デバイ環と呼ばれる円形の回折像が得られる。逆に、試料に内部応力が存在すると、Ｘ線の入射角度を変えた場合、デバイ環のプロフィルが変化する。即ち、内部応力が存在すると、多結晶体を構成している結晶の格子面間隔が変化し、回折Ｘ線のブラッグ角θは応力のない状態の反射位置から移動するとともにその幅（例えば半値幅）が広がる。このブラッグ角θ等の変化を精度よくとらえて内部応力を知る方法がＸ線回折による応力測定の原理である。

なお、本発明の耐食性部材１８に含まれるアルミナ結晶１２の内部応力を測定するには、マイクロメーターオーダー以下の範囲にかかる応力を測定することが必要となる。このような応力測定は例えば次のように行うことができる。アルミナ結晶１２をＸ線回折法により測定する場合、アルミナ結晶１２の回折Ｘ線の軌跡をイメージングプレート（Ｘ線照射によりプレート内にエネルギーが蓄えられ、このエネルギーがレーザー照射によって光に変換されて、この光を画像化することができるプレート）を用いて得られる画像を、電算機を援用して画像処理して画像処理像を作成する。次いで、デバイ・シェラー法を用いて、得られた画像処理像からブラッグ角θを求め、これにより内部応力を計算する。

ここで、イメージングプレートの代わりに、蛍光板とＣＣＤ（電荷結合素子：charge-coupled device）を組み合わせたものとし、回折Ｘ線をリアルタイムで画像処理して電算機に取り込む方法により、内部応力を測定することもできる。

一方、本発明の耐食性部材１８が機械的特性に優れるのは、一般に、アルミナ結晶はＹＡＧ結晶よりも破壊靱性が高いので、焼結体が機械的応力を受けた場合、主に、ＹＡＧ結晶の端部、特にアルミナ結晶に接している部分を起点とするマイクロクラックが発生しやすく、このマイクロクラックが進展してアルミナ−ＹＡＧ系焼結体に亀裂が生じたり、割れたりする。本発明の耐食性部材１８は、機械的応力がかかったとしても、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の境界付近において、アルミナ結晶１２に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶１６に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子を兼ねて配置されている割合が多いので、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の端部からマイクロクラックが発生、進展しにくいと考えられる。このため、耐食性部材１８に機械的応力がかかったとしても、マイクロクラックの亀裂や割れを生じさせるようなＹＡＧ結晶１４中のマイクロクラックの進展を抑制することができるので、耐食性部材１８は機械的特性に優れていると考えられる。

ここで、前記主結晶とは、耐食性部材の任意断面の面積比率を１００％とした場合、主結晶となる成分の面積比率が少なくとも５０％以上ある結晶であり、主結晶としてはアルミナ結晶またはＹＡＧ結晶が選ばれる。

また、本発明の耐食性部材１８において、金属元素としてＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％の範囲で含有させるのは、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の数を多くするためである。この範囲外であると、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の数が、耐食性部材１８に含まれるＹＡＧ結晶１４の数の７０％未満となる恐れがある。アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の割合を７０％以上とするのは、アルミナ結晶１２の内部応力を減少させ、格子欠陥を減少させて腐食を防止するためと、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の境界付近において、アルミナ結晶１２に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶１６に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子を兼ねて配置されている割合が多いこととから、マイクロクラックの進展が阻止されて機械特性を向上させるためであり、ＹＡＧ結晶１４の数のうちアルミナ結晶１２に接している割合が７０％未満であると、耐食性と機械的特性を向上させることができないからである。

なお、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合は、ＹおよびＡｌの含有量、ＹのうちＹＡＧの生成に寄与する割合、ＹＡＧ結晶１６の耐食性部材１８中での分散状態、アルミナ結晶１２およびＹＡＧ結晶１６の結晶粒径分布によって変化する。本発明においては、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有する組成とした上で、後述する本発明の耐食性部材の製造方法によって、ＹのうちＹＡＧの生成に寄与する割合を実質的に１００％とし、アルミナ結晶１２およびＹＡＧ結晶１６の結晶粒径分布を制御し、ＹＡＧ結晶１６を耐食性部材１８中に良好に分散させることにより、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を７０％以上に制御することができる。

また、耐食性部材１８の耐食性をさらに向上させるためには、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を８５％以上、Ｙの含有量の下限をＹ_２Ｏ_３換算で５質量％、Ａｌの含有量の上限をＡｌ_２Ｏ_３換算で９５質量％とすることがさらに好ましい。また、耐食性部材１８の耐食性を特に向上させるためには、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を９５％以上、Ｙの含有量の下限をＹ_２Ｏ_３換算で９質量％、Ａｌの含有量の上限をＡｌ_２Ｏ_３換算で９１質量％とすることが特に好ましい。

また、耐食性部材１８の機械的特性をさらに向上させるためには、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を８５％以上、Ｙの含有量の上限をＹ_２Ｏ_３換算で２５質量％、Ａｌの含有量の下限をＡｌ_２Ｏ_３換算で７５質量％とすることがさらに好ましい。また、耐食性部材１８の機械的特性を特に向上させるためには、ＹＡＧ結晶１４の数うち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を９５％以上、Ｙの含有量の上限をＹ_２Ｏ_３換算で２０質量％、Ａｌの含有量の下限をＡｌ_２Ｏ_３換算で８０質量％とすることが特に好ましい。

また、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６は、平均で、アルミナ結晶１２の周囲の少なくとも３０％以上に接していることが好ましく、さらに好ましくはアルミナ結晶１２の周囲の少なくとも５０％以上に接していることが好ましい。また、耐食性を向上させるためには、本発明の耐食性部材１８に含まれる結晶のうち、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１４を併せたものの割合は９５％以上であることが好ましい。好ましくは、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６は、アルミナ結晶１２の周囲を平均で５０％以上囲繞して接するよう形成されていることが好ましい。

本発明の耐食性部材１８に含まれるアルミナ結晶１２およびＹＡＧ結晶１４の結晶構造の同定は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）または微少部Ｘ線回折法により行うことができるが、ＴＥＭによる測定の方が分析精度の高さから好ましい。ＴＥＭによる測定は、耐食性部材１８の表面または断面を高倍率で拡大して各結晶の電子線回折像を解析し、得られた解析結果と一致するＪＣＰＤＳ（Ｊｏｉｎｔ Ｃｏｍｍｉｔｔｅｅ ｏｎ Ｐｏｗｄｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）カードの回折パターンを探して同定する。ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．は、例えば、アルミナ結晶１２のＸ線回折パターンについてはＮｏ．４６−１２１２、ＹＡＧ結晶１４についてはＮｏ．３３−４０を参照することができる。ＹＡＧ結晶１４のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合は次のように測定する。

本発明の耐食性部材１８に含まれるアルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６は、アルミナ結晶１２の周りに３次元的に接したものであることから、このＹＡＧ結晶１６を３次元的に測定することは困難である。このため、耐食性部材１８の焼肌面または断面を観察し、アルミナ結晶１２の周りを２次元的に接するＹＡＧ結晶１６の割合を求め、この割合を本発明の耐食性部材１８に含まれるＹＡＧ結晶１４のうちアルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１４の割合とする。具体的には、この割合は例えば次のように測定することができる。なお、測定面は、焼肌面または断面のいずれかとする。断面を測定面とする場合は、予め断面を鏡面加工する。

先ず、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１４を識別する第１の識別方法について説明する。測定面を波長分散型Ｘ線マイクロアナライザーを用いて、例えば、加速電圧１５ｋＶ程度、プローブ電流５×１０^−１０Ａ程度、倍率１０００〜５０００倍程度での反射電子像の写真をとる。次に、例えば、加速電圧１５ｋＶ、プローブ電流１×１０^−８Ａ〜１×１０^−７Ａ程度の条件で、１００〜３００個程度の結晶を選び、結晶毎にＡｌ、Ｙの各元素の特性Ｘ線の強度を求めて平均することにより、Ａｌ、Ｙの特性Ｘ線の強度の平均値Ｉ_Ａｌ、Ｉ_Ｙを求める。Ｉ_Ａｌ、Ｉ_Ｙを求める際に、測定する結晶以外の特性Ｘ線の影響をできるだけ受けないよう、プローブ電流の設定などに注意する。各結晶の特性Ｘ線の強度のうち、Ａｌの特性Ｘ線の強度がＩ_Ａｌよりも小さく、かつＹの特性Ｘ線の強度がＩ_Ｙよりも大きい結晶をＹＡＧ結晶１４とする。また、Ａｌの特性Ｘ線の強度がＩ_Ａｌよりも大きく、Ｉ_Ｙよりも小さい結晶をアルミナ結晶１２とする。特性Ｘ線の強度がこれらに該当しない結晶は接しているＹＡＧ結晶１６の割合の計算から除外する。

次に、第２の識別方法について説明する。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で測定面の反射電子像のうち後方散乱電子像の写真を、倍率１０００〜５０００倍程度で撮る。この写真に写っている結晶の大部分は、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１４に大別できる。すなわち、アルミナ結晶１２はＹＡＧ結晶１４に比べて濃い色をしており、ＹＡＧ結晶１４はアルミナ結晶１２よりも白っぽい色をしている。このような色調の違いにより、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１４を識別することができる。これら第１、第２の識別方法のうち、第２の識別方法の方が、簡単でかつ精度の良い識別が可能である。

アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１４を識別した後、ＹＡＧ結晶１４のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を計算すればよい。なお、粒径が０．１μｍ以下の結晶は、耐食性と機械的特性に及ぼす影響が小さいため、前記割合の計算の対象外とする。

そして、本発明の耐食性部材１８は、さらに、ＹＡＧ結晶１４がアルミナ結晶１２の数の７５％以上に接していることが好ましい。

ＹＡＧ結晶１４の数のうちアルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合が７０％以上であり、ＹＡＧ結晶１６がアルミナ結晶１２の数の７５％以上に接している。ＹＡＧ結晶１６をアルミナ結晶１２の７５％以上に接させることにより、次のような問題が発生する可能性を小さくすることができる。すなわち、耐食性部材１８が腐食性ガス等に長時間曝され、その結果、耐食性の悪いアルミナ結晶１２がＹＡＧ結晶１６よりも多く腐食によりエッチングされてＹＡＧ結晶１６が耐食性部材１８表面から突出した表面状態となり、この状態からさらにアルミナ結晶１２が腐食されて、耐食性部材１８表面にあるＹＡＧ結晶１６全体が露出することにより、ＹＡＧ結晶１６が大きなパーティクルとなって系外へ放出されるという問題である。この問題が発生する可能性を小さくすることができる理由は、次のように考えられる。ＹＡＧ結晶１６がアルミナ結晶１２の数の７５％以上に接していると、アルミナ結晶１２がＹＡＧ結晶１６よりも多く腐食されてＹＡＧ結晶１６が僅かに突出した場合、アルミナ結晶１２の周囲の少なくとも一部が、突出したＹＡＧ結晶１６によって城壁のような形で囲まれたアルミナ結晶１２の割合が増加するので、腐食性ガス等がアルミナ結晶１２表面を流れる速度が低減してアルミナ結晶１２の腐食が抑制される。その結果、ＹＡＧ結晶１６全体が露出されにくくなり、ＹＡＧ結晶１６が大きなパーティクルとなって系外へ放出されることが抑制される。このような、ＹＡＧ結晶１６がアルミナ結晶１２の数の７５％以上に接している耐食性部材１８とするための製造方法は後述する。

なお、ＹＡＧ結晶１４のうちアルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の割合は、ＹおよびＡｌの含有量、アルミナ結晶１２の耐食性部材１８中での分散状態、アルミナ結晶１２およびＹＡＧ結晶１６の結晶粒径分布によって変化する。本発明においては、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有する組成とした上で、後述する本発明の耐食性部材の製造方法により、ＹのうちＹＡＧの生成に寄与する割合を実質的に１００％とし、アルミナ結晶１２およびＹＡＧ結晶１６の結晶粒径分布をさらに制御し、アルミナ結晶１２を耐食性部材１８中に特に良好に分散させることにより、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を７５％以上に制御することができる。

また、耐食性をさらに向上させるためには、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合は８５％以上がより好ましく、９５％以上が特に好ましい。

ＹＡＧ結晶１４のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合は、前述のように走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影したＹＡＧ結晶１４のうち、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の数の割合を計算することにより求めることができる。

また、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の平均粒径は０．５〜８μｍであることが好ましい。この理由は、耐食性部材１８に機械的応力が加わってマイクロクラックが生じた場合、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６がマイクロクラックの進展をさらに抑制することができるので、さらに機械的特性が向上するからである。ＹＡＧ結晶１６の平均粒径が０．５〜８μｍの範囲外であると、マイクロクラックの進展を抑制する効果が少なくなるからである。また、ＹＡＧ結晶１６の粒径は、前記の後方散乱電子像の写真のＹＡＧ結晶１６の結晶粒径を測定し、この粒径を平均して求める。なお、本発明の耐食性部材１８に含まれる結晶の粒径は、測定面の写真に写っている結晶の輪郭に接する内接円と外接円の直径を平均して求めることができる。

また、ＹＡＧ結晶１６の平均粒径をＤ_Ｙとするとき、ＹＡＧ結晶１６のうち、０．３Ｄ_Ｙ〜２．５Ｄ_Ｙの粒径の結晶が７０体積％以上であることが好ましい。これにより、ＹＡＧ結晶１６の粒径分布を狭くすることができるので、ＹＡＧ結晶１６間の微細な気孔やＹＡＧ結晶１６の異常粒成長がなくなり、その結果機械的特性をさらに向上させることができる。

ＹＡＧ結晶１６の平均粒径は１〜４μｍとすることがさらに好ましい。

さらに、アルミナ結晶１２の平均粒径は１〜９μｍであることが好ましい。これは、アルミナ結晶１２の平均粒径を１〜９μｍとすることで、耐食性の向上をより確実なものとし、機械的強度をさらに向上させた耐食性部材１８を得ることができるからである。

アルミナ結晶１２の平均粒径が１μｍ未満であると、低温で焼結しやすいため、ＹＡＧ結晶１４が凝集する可能性が高くなって、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の割合が低下する恐れがあるからで、耐食性の点からは1μｍ以上であることが好ましい。また、粒径を小さくしたアルミナ粉末を用いなければならないため、製造コストの面からも１μｍ以上であることが好ましい。一方、アルミナ結晶１２の平均粒径が９μｍを超えると、耐食性部材１８中に微細な気孔が多数存在することになり、その結果、機械的強度をさらに向上させることができなくなるからで、アルミナ結晶１２の平均粒径はこの点で９μｍ以下であることが好ましい。さらには、アルミナ結晶１２の平均粒径は、２〜７μｍとすることがより好ましい。

また、アルミナ結晶１２の平均粒径をＤ_Ａとするとき、アルミナ結晶１２のうち、０．３Ｄ_Ａ〜２．５Ｄ_Ａの粒径の結晶が７０体積％以上であることが好ましい。これにより、アルミナ結晶１２の粒径分布を狭くすることができるので、アルミナ結晶１２間の微細な気孔やアルミナ結晶１２の異常粒成長がなくなり、その結果機械的特性をさらに向上させることができる。

また、本発明の耐食性部材１８は、炭素の含有量が１００質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。耐食性部材１８に炭素が存在すると、この炭素が遊離炭素となって腐食の原因となったり、結晶格子間あるいは結晶格子内に固溶する炭素が多くなって結晶格子が歪み、これによって格子欠陥が低減できなくなったりして腐食の原因となる可能性があるからで、耐食性部材１８中の炭素はできる限り少ない方がよい。このことにより、耐食性部材１８中の炭素の含有量は１００ｐｐｍ以下が好ましい。炭素の含有量が１００質量ｐｐｍを越えると、前記遊離炭素が多くなったり、前記結晶格子の歪みによる格子欠陥を低減させることができなかったりするため耐食性をより向上させることができなくなる。さらに、炭素の含有量は６０ｐｐｍ以下とすることがより好ましい。

また、本発明の耐食性部材１８は、ＭｇをＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％含有することが好ましい。この理由は、これによってアルミナ結晶１２の異常粒成長が抑制されて耐食性がさらに向上し、破壊靱性などの機械的特性がさらに向上した耐食性部材とすることができるからである。Ｍｇの含有量がＭｇＯ換算で０．０５質量％未満の場合は、アルミナ結晶１２が焼成条件によっては異常粒成長する恐れがあるので耐食性をさらに向上させることができなくなるからである。また、Ｍｇの含有量がＭｇＯ換算で１質量％を超えるとアルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の粒界に、ＭｇＯとＡｌ_２Ｏ_３が反応してスピネル（ＭｇＯ・Ａｌ_２Ｏ_３）が過剰に形成されるため、破壊靱性などの機械的特性をさらに向上させることができなくなるからである。したがって、Ｍｇの含有量はＭｇＯ換算で０．１〜０．５質量％とすることが好ましい。

またさらには、本発明の耐食性部材１８が含有する不可避不純物（Ｍｇを除く）の比率を１０００質量ｐｐｍ以下とすることで、耐食性部材１８内に析出する不可避不純物が抑制されるので、この不可避不純物がパーティクルとなって、飛散するのを防止することができる。

また、耐食性部材１８は、気孔率が２％以下であることが好ましい。この理由は、ハロゲン元素が含まれた腐食性ガス又はそのプラズマに耐食性部材１８が曝される面に存在する開気孔を抑えることができ、ここから発生するパーティクルの発生量を抑制することができるからであり、前記気孔率が２％を超えると前記耐食性をより向上させることが難しくなるからである。気孔率は０．３％以下であることがより好ましい。

さらに、本発明の耐食性部材１８は熱伝導率が１５Ｗ／ｍ・Ｋ以上であることが好ましい。この理由は、これによって効率的に熱を放熱することができるので、例えばハロゲン元素を含むプラズマに曝されて耐食性部材に熱が加わった場合でも、この熱によって発生する熱応力を小さくすることができるからである。その結果、このような熱応力が発生しても亀裂や割れの発生が抑制された耐食性部材１８とすることができる。熱伝導率が１５Ｗ／ｍ・Ｋ未満であると、この熱応力による耐食性部材１８の亀裂や割れの発生を十分に抑制することができなくなる。熱伝導率は２０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であることがより好ましい。

次に、本発明の耐食性部材の製造方法について説明する。

本発明の耐食性部材の製造方法は、多孔質アルミナ粒子の細孔にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透、熱処理して、前記細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子を含む原料粉体を作製し、前記原料粉体を成形、焼成して焼結体からなる耐食性部材を製造するものである。

この製造方法により、ＹＡＧ結晶１６に接しているアルミナ結晶１２の内部応力が小さくなるので、アルミナ結晶１２の格子欠陥を少なくすることができ、その結果、ＹＡＧ結晶１６が接しているアルミナ結晶１２の腐食が抑制され、パーティクルが発生しにくい耐食性部材１８を製造することができる。また、本発明の耐食性部材１８の製造方法によりＹＡＧ結晶１４の７０％以上をアルミナ結晶１２に接させることができるので、ＹＡＧ結晶１４の凝集や偏在が抑制され、その結果、従来の焼結体よりも機械的特性に優れた耐食性部材１８を製造することができる。

また、本発明の耐食性部材の製造方法によれば、多孔質アルミナ粒子の細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子がＹＡＧ結晶１４の核となってＹＡＧ結晶１４の焼結・粒成長が行われる。これにより、第１に、耐食性部材１８に含まれるＹのほとんど全てがＹＡＧ結晶１４の生成に寄与すること、第２に、複合粒子から生成するＹＡＧ結晶１４が耐食性部材１８中で非常に良好な分散状態を保ったままＹＡＧ結晶１４の焼結・粒成長が進行すること、第３に、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６が互いに粒成長を抑制し合ったまま、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を増やすことができるよう、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の両者の結晶粒径分布が最適化されること、これらの３つが可能となり、その結果、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を７０％以上とすることができる。

本発明の耐食性部材１８の製造方法によって耐食性と機械的特性に優れた耐食性部材１８が製造できる理由を、具体的な本発明の耐食性部材の製造方法と共に次に説明する。

まず、多孔質アルミナ粒子前駆体を、例えば、次のような方法（Journal of the Ceramic Society of Japan, 112 [7] 409-411 (2004)に記載された方法：アルギン酸ゲルテンプレート中の固定化酵素を利用して多孔質アルミナ粒子前駆体であるＡｌ（ＯＨ）_３球状粒子を合成する方法）により作製する。

すなわち、アンモニウムアルギン酸塩粒子とウレアーゼを含む水溶液を準備する。この水溶液と、尿素（ＣＯ（ＮＨ_２）_２）およびアルミニウム硫酸塩を含む水溶液とを混合することにより、尿素による酵素加水分解を行わせてアルギン酸塩水溶液を作製する。これにより、アルギン酸塩水溶液は、Ａｌ^３＋イオンを有するアルギン酸塩の架橋結合によって、直径が数ｍｍの不透明なアルギン酸ゲル球を含むものとなる。このアルギン酸ゲル球を尿素／アルミニウム硫化物を含む水溶液中、室温で数十時間に放置すると、ウレアーゼを含むアルギン酸ゲル球中で、アルミナの前駆体として直径数ｍｍのＡｌ（ＯＨ）_３粒子が沈殿する。この反応式は式（１）、（２）で表される。

Ｈ_２Ｎ−ＣＯ−ＮＨ_２ ＋ Ｈ_２Ｏ→２ＮＨ_３ ＋ ＣＯ_２ （１）
Ａｌ^３＋ ＋３ＮＨ_３ ＋ ３Ｈ_２Ｏ→Ａｌ（ＯＨ）_３ ＋３ＮＨ_４＋ （２）
得られたＡｌ（ＯＨ）_３球状粒子を空気中で熱処理してＡｌ（ＯＨ）_３をアルミナに変換した後、粉砕して、その内部に細孔を有する多孔質アルミナ粒子を作製する。

次に、得られた多孔質アルミナ粒子をＹ^３＋イオンを含む溶液、例えば硝酸イットリウム水溶液に含浸してスラリーを得た後、このスラリーを真空雰囲気に曝して多孔質アルミナ粒子の細孔内にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透させ、Ｙ^３＋イオン含有溶液−多孔質アルミナ粒子複合スラリーを作製する。ここで、前記多孔質アルミナ粒子をＹ^３+イオンを含む溶液に含浸したスラリーを真空雰囲気に曝すのは、Ｙ^３＋イオンを含む溶液を多孔質アルミナ粒子の細孔中に充分浸透させるためであり、多孔質アルミナ粒子とＹ^３＋イオンを含む溶液を混合しただけでは、多孔質アルミナ粒子の細孔中にＹ^３＋イオンを含む溶液が浸透しにくいからである。

得られたＹ^３＋イオン含有溶液−多孔質アルミナ粒子複合スラリーを凍結乾燥し、前記細孔内に入り込んだ硝酸イットリウム溶液に含まれる水分を蒸発して硝酸イットリウムを前記細孔内に形成した多孔質アルミナ粒子の粉体を作製する。

得られた粉体を、酸素を含む雰囲気、例えば空気中２５０〜１２００℃で仮焼して、前記細孔内に形成した硝酸イットリウムを酸化イットリウムへ変換し、細孔内に硝酸イットリウムが形成された多孔質アルミナ粒子からなる原料粉体を作製する。この原料粉体中の多孔質アルミナ粒子の細孔内は、主に硝酸イットリウムと空隙で構成されるが、好ましくは、得られた原料粉体を再度Ｙ^３＋イオンを含む溶液に含浸し、真空雰囲気に曝した後、凍結乾燥、加熱し、細孔内の酸化イットリウムの量を増やした原料粉体とするのがよい。

なお、得られた原料粉体中には、多孔質アルミナ粒子の細孔内に入り込んでいない酸化イットリウム粒子が含まれる場合があり、この場合の原料粉体は、多孔質アルミナの細孔内に酸化イットリウムが形成された粒子と、酸化イットリウム粒子との混合物となる。

そして、本耐食性部材に含まれる結晶をアルミナ結晶またはＹＡＧ結晶を主結晶とするためには、得られた原料粉体の組成が、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％とすることが好ましい。得られた原料粉体の組成が、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％の範囲から若干外れた場合には、酸化イットリウム粉末またはアルミナ粉末を原料粉体に微量混合、粉砕して混合粉体を作製することもできる。

さらに、成形性を向上させるために、有機バインダーを添加、混合することが好ましく、得られた原料粉体、または前記混合粉体を公知の成形方法、例えば粉末プレス成形法により所定形状に成形して成形体を作製する。なお、この成形によって、多孔質アルミナ粒子内の細孔の空隙が圧縮され縮小する。

次に、得られた成形体を空気中１５００〜１９００℃で焼成する。この際、成形体に有機バインダーが含まれている場合は、熱処理による脱脂を行うことによって脱脂体を作製する。

得られた成形体または脱脂体の焼成中に、多孔質アルミナ粒子の細孔内に形成された酸化イットリウムは、多孔質アルミナ粒子の一部と反応してＹＡＧ粒子となり、さらにこのＹＡＧ粒子が焼結する。このＹＡＧ粒子の焼結は元々あった多孔質アルミナ粒子の各細孔に相当する部分で行われるため、ＹＡＧ粒子は粒成長が抑制されて微細な結晶となり、かつ耐食性部材全体に渡って非常に良好な分散状態を保ったまま存在させることができる。

さらに耐食性部材の焼結が進むと、アルミナ粒子は微細なＹＡＧ結晶１４に接して焼結・粒成長した結晶となり、その結果、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の境界付近では、互いの結晶の格子が良好に整合することとなる。これにより、アルミナ結晶１２とＹＡＧ結晶１６の境界付近において、ＹＡＧ結晶１６に接しているアルミナ結晶１２に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶１６に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子を兼ねて配置されている割合が多くなると考えられる。また、このように格子が良好に整合した状態で焼結が終了するので、前記境界付近に作用するアルミナ結晶１２の内部応力が小さい焼結体が得られる。したがって、ＹＡＧ結晶１６が接したアルミナ結晶１２の耐食性が向上し、パーティクルの発生が少なく耐食性に優れた耐食性部材１８を製造することができる。また、本発明の耐食性部材の製造方法によって、耐食性部材１８全体に渡って非常に良好な分散状態を保ったまま存在するＹＡＧ結晶１４の７０％以上を、内部応力の小さいアルミナ結晶１２に接して存在させることができるので、機械的応力などが耐食性部材１８に印加されてＹＡＧ結晶１６にマイクロクラックが生じた場合でも、このマイクロクラックがアルミナ結晶１２に進展してアルミナ結晶１２にクラックを生じさせることを抑制できるので、機械的特性に優れた耐食性部材１８を製造することができる。

次に、より好ましい本耐食性部材の製造方法を説明する。

まず、前記Ｙ^３＋イオンを含む水溶液中のＹ^３＋イオン濃度を、この水溶液１Ｌ当たりＹ（ＮＯ_３）_３換算で０．２Ｍ以上となるように高く制御することにより、前記細孔中に生成するＹ化合物の量を増加させることができるので、ＹＡＧ結晶１４がアルミナ結晶１２の数の７５％以上に接している耐食性部材１８を製造することができる。このようにして製造された耐食性部材１８は、より耐食性が向上したものとなる。

また、本発明の耐食性部材の製造方法において、さらに、前記水溶液中のＹ^３＋イオン濃度を高く制御することにより、前記複合粒子から生成するＹＡＧ結晶の核の数が増加し、かつこの核が良好な分散状態を保ったまま焼結・粒成長してＹＡＧ結晶１４となって、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の数を増加させることができる。その結果、ＹＡＧ結晶１４の数のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を７５％以上に制御することができる。

さらに、前記細孔内に形成した硝酸イットリウムを酸化イットリウムへ変換するときの仮焼温度を３００〜１０００℃とすることにより、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の平均粒径を０．５〜８μｍである耐食性部材１８を製造することができる。このようにして製造された耐食性部材１８は、機械的特性がより向上したものとなる。

またさらに、前記多孔質アルミナ粒子の平均粒径を０．３〜７μｍとすることにより、アルミナ結晶の平均粒径を１〜９μｍに制御でき、その結果さらに耐食性に優れた耐食性部材１８を製造することができる。

また、前記脱脂体の炭素量を３００質量ｐｐｍ以下とすることにより、耐食性部材１８の炭素の含有量を１００質量ｐｐｍ以下に制御することができ、その結果、耐食性がさらに向上した耐食性部材１８を製造することができる。

さらに、前記原料粉体または前記混合粉体にＭｇＯを０．０５〜１質量％となるように添加することにより、ＭｇをＭｇＯで０．０５〜１質量％含有する耐食性部材１８を製造することができ、このように製造された耐食性部材１８は耐食性がさらに向上し、かつ破壊靱性などの機械的特性がさらに向上したものとなる。

またさらに、前記成形体の相対密度を５０％以上とし、成形体の焼成収縮完了後の焼成温度保持を１〜２０時間に制御することにより、気孔率が２％以下である耐食性部材１８を製造することができる。このように製造された耐食性部材１８は、ハロゲン元素が含まれた腐食性ガス又はそのプラズマに曝された面に存在する開気孔内から発生するパーティクルの発生量を抑制することができる。

また、前記原料粉体の組成を、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％とし、Ｍｇを除く不可避不純物の含有量を１０００質量ｐｐｍに制御する製造方法とすることで、熱伝導率が１５Ｗ／ｍ・Ｋ以上である耐食性部材１８を製造することができる。また、この製造方法により、大きな熱応力がかかっても亀裂や割れの発生を抑制することができる耐食性部材１８を製造することができる。

本発明の耐食性部材１８は、ハロゲン元素を含む腐食性ガスまたはそのプラズマに対する耐食性に優れているため、半導体・液晶製造装置用部材に用いるとハロゲン元素を含む腐食性ガスまたはそのプラズマに暴露されても、減肉したり、亀裂等が入ったりせずに長時間使用することができる。また、本発明の耐食性部材１８は、ハロゲン元素を含む腐食性ガスまたはそのプラズマに対して高い耐食性が要求される半導体製造装置に使用される耐プラズマ部材として好適に使用されるものである。

また、半導体・液晶製造装置用部材の部品交換等の頻度を少なくできるために、製造コストを抑えることが可能となる。特に、本発明の耐食性部材１８は、半導体・液晶製造装置用部材のうち半導体製造装置用耐食性リングとして好適である。

ハロゲン元素を含む腐食性ガスとしては、ＳＦ_６、ＣＦ_４、ＣＨＦ_３、ＣｌＦ_３、ＮＦ_３、Ｃ_４Ｆ_８、ＨＦ等のフッ素系ガス、Ｃｌ_２、ＨＣｌ、ＢＣｌ_３、ＣＣｌ_４等の塩素系ガス、Ｂｒ_２、ＨＢｒ、ＢＢｒ_３等の臭素系ガスなどがあり、これらの腐食性ガスが使用される１〜１０Ｐａの圧力雰囲気下でマイクロ波等の高周波が導入されると、これらのガスがプラズマ化され半導体製造装置用の各部材に接触することとなる。また、ドライエッチングにより行われるエッチング効果を高めるために上述のような腐食性ガスとともに、Ａｒ等の不活性ガスを導入してプラズマを発生させる方法もある。また、腐食性ガスによりエッチング可能な材料としては、酸化膜系材料（ｔｈ−ＳｉＯ_２、ＰＳＧ、ＢＰＳＧ、ＨＴＯ、Ｐ−ＳｉＯ_２、Ｐ−ＴＥＯＳ、ＳＯＧ等）、窒化膜系材料（Ｐ−ＳｉＮ、ＬＰ−ＳｉＮ等）、シリコン系 材料（Ｓｉ、Ｐｏｌｙ−Ｓｉ、ａ−Ｓｉ、ＷＳｉ、ＭｏＳｉ、ＴｉＳｉ等）、金属系材料（Ａｌ、Ａｌ合金、Ｔｉ、ＴｉＮ、ＴｉＷ、Ｗ、Ｃｕ、Ｐｔ、Ａｕ等）がある。

本発明の耐食性部材１８を用いたエッチング装置の断面の模式図を図２に示す。１はチャンバーを、２はクランプリングまたはフォーカスリングを、３は下部電極を、４はウエハを、５は誘導コイルを示す。図２の装置では、チャンバー１の中にハロゲン元素を含む腐食性ガスを注入し、チャンバー１の周りに巻かれている誘導コイル５に高周波電力を印加して、ハロゲン元素を含むガスをプラズマ化する。また、下部電極３にも高周波電力を与え、バイアスを発生させ、クランプリング２で固定されたウエハ４に所望のエッチング加工を行う。本装置にて発生したプラズマはチャンバー１や、ウエハ４を固定しているクランプリング２に接触するために、これらの部品は特に腐食を受けやすい。そこでチャンバー１やクランプリング２を本発明の耐食性部材１８で形成することによって、優れた耐食性を示し、また熱衝撃や熱応力による割れ等も防止することが可能となる。

また、本発明の耐食性部材１８は、チャンバーおよびクランプリング、マイクロ波導入窓、ノズル、シャワーヘッド、フォーカスリング、シールドリング等をはじめとする半導体・液晶製造装置（エッチャーやＣＶＤ等）の中でも特に腐食性ガスまたはそのプラズマに対して高い耐食性を求められる部材に適用できるものである。

本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を変更しない範囲で種々の変更は何等差し支えない。

アンモニウムアルギン酸塩粒子２質量％とウレアーゼ０．０１質量％を含む水溶液を準備した。この水溶液と、尿素（ＣＯ（ＮＨ_２）_２）４質量％、Ａｌ_２（ＳＯ_４）_３換算で３質量％のアルミニウム硫酸塩を含む水溶液とを混合することにより、尿素による酵素加水分解を行わせてアルギン酸塩水溶液を作製した。これにより、アルギン酸塩水溶液は、Ａｌ^３＋イオンを有するアルギン酸塩の架橋結合によって、直径が１〜３ｍｍ程度の不透明なアルギン酸ゲル球となった。このアルギン酸ゲル球を尿素／アルミニウム硫化物を含む水溶液中、室温で数十時間に放置すると、ウレアーゼを含むアルギン酸ゲル球中で、アルミナの前駆体として直径数ｍｍのＡｌ（ＯＨ）_３粒子が沈殿した。

沈殿したＡｌ（ＯＨ）_３粒子を洗浄、乾燥し、さらに空気中８００℃で熱処理してＡｌ（ＯＨ）_３をＡｌ_２Ｏ_３にした後、ボールミルにより乾式粉砕して多孔質アルミナ粒子を作製した。得られた多孔質アルミナ粒子をＹ（ＮＯ_３）_３・６Ｈ_２Ｏ（硝酸イットリウム六水和物）水溶液に含浸、混合してスラリーとした。このスラリーを真空雰囲気に曝し、引き続き凍結乾燥した。凍結乾燥した粉体を空気中で仮焼して、原料粉体Ａを作製した。得られた原料粉体Ａの組成がＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％となるよう調整するため、必要に応じて原料粉体Ａに酸化イットリウム粉末を混合し、さらに、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を添加、混合して混合粉体Ｂを作製した。この混合粉体Ｂの１００重量部に対して有機バインダーとしてポリビニルアルコールを３重量部添加、混合した。得られた有機バインダーを含む混合粉体Ｃを、粉末プレス成形法により５０×５０×５ｍｍの形状に成形して、相対密度が５０％以上の成形体を複数作製した。

得られた成形体を空気中で脱脂後、空気中１５００〜１９００℃で焼成し、本発明の試料である耐食性部材を作製した。

なお、Ｙ（ＮＯ_３）_３水溶液の濃度、仮焼温度、多孔質アルミナ粒子の平均粒径、成形圧（成形体の相対密度）、焼成時の最高温度での保持時間を表１に示すように変更した。また、脱脂温度を変更して脱脂体の炭素量を制御した。また、原料粉体に含まれる不可避不純物（Ｍｇを除く）の含有量を１０００質量ｐｐｍ以下に制御した。

得られた本発明の試料を加工し、試料中に含まれる個々の結晶の結晶構造を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により行った。その結果、いずれの試料においても、試料中の結晶のほとんどがＪＣＰＤＳカードＮｏ．４６−１２１２のα−アルミナまたはＮｏ．３３−４０のＹＡＧからなり、Ｎｏ．２１−１１５２のＭｇＡｌ_２Ｏ_４（スピネル）を微量含むなることがわかった。また、試料の表面を株式会社リガク製Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ２０００／ＰＣシリーズを用いて、試料表面をＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定すると、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．４６−１２１２のα−アルミナ、Ｎｏ．３３−４０のＹＡＧのＸ線回折ピークが明確に表れた。

さらに、本発明の試料の特徴・特性を次のように測定した。

（主結晶の特定）
焼肌面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による反射電子像のうち、後方散乱電子像の写真を倍率１０００〜５０００倍で撮った。この結晶写真には、白色の結晶と、灰色〜黒色の結晶とが写っていた。Ｘ線回折によりこの２種類の結晶の結晶構造を調べた結果、白色の結晶はＹＡＧ、灰色〜黒色の結晶はα−アルミナであることがわかった。結晶写真の面積（気孔を除く）を１００％とし、ＹＡＧ結晶１４、アルミナ結晶１２がそれぞれ占める面積の割合を求め、この割合をＹＡＧ結晶１４、アルミナ結晶１２それぞれの割合とし、この割合が５０％以上である結晶（アルミナ結晶１２またはＹＡＧ結晶１４）を主結晶と特定した。

（ＹＡＧ結晶１６の含有割合Ｒ_Ａ）
結晶写真を用いて、ＹＡＧ結晶１４のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の数の割合を計算し、この割合をＹＡＧ結晶１６の含有割合Ｒ_Ａとした。ここで、粒径が０．１μｍ以下の結晶は、ＹＡＧ結晶１６の割合の計算の対象外とした。

（アルミナ結晶１２のうち、ＹＡＧ結晶１６が接しているアルミナ結晶１２の数の割合Ｒ_Ｂ）
ＳＥＭ写真を用いて、アルミナ結晶１２のうち、ＹＡＧ結晶１６が接しているアルミナ結晶１２の個数の割合Ｒ_Ｂを求めた。

（アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の平均粒径ＰＳ_ＹＡＧ）
結晶写真に写っているＹＡＧ結晶１４のうち、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６について、ＹＡＧ結晶１６の輪郭に接する外接円と内接円を描き、両者の直径を平均することにより個々のＹＡＧ結晶１６の結晶粒径を求め、それらを平均することによってアルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の平均粒径ＰＳ_ＹＡＧを計算した。

（アルミナ結晶１２の平均粒径ＰＳ_Ａｌ）
結晶写真に写っている個々のアルミナ結晶１２について、同様に外接円と内接円を描き、両者の直径を平均することにより、個々のアルミナ結晶１２の結晶粒径を求め、それらを平均することによってアルミナ結晶１２の平均粒径ＰＳ_Ａｌを計算した。

（気孔率）
アルキメデス法を用いて開気孔率、閉気孔率を求め、両者を足して気孔率を求めた。

（破壊靱性）
ＳＥＰＢ（single edge pre-cracked beam）法により破壊靱性値（ＭＰａ・ｍ^１／２）を測定した。

（曲げ強度）
試料からＪＩＳ Ｒ１６０１に準ずる試験片を切り出し、４点曲げ試験にて曲げ強度（７本平均）を測定した。

（炭素量）
炭素分析装置（堀場製作所製ＥＭＩＡ−５１１型）により炭素含有量を測定した。

（熱伝導率）
試料を加工したものを用いて、ＪＩＳ Ｒ １６１１に基づき、熱拡散率×密度×比熱により熱伝導率を求めた。ここで、熱拡散率はレーザフラッシュ法にて測定した値を用いた。

また、本発明の試料の耐食性を次のように評価した。

（エッチングレート比）
試料表面に鏡面加工を施した本発明の試料と、基準試料として鏡面加工を施した致密質アルミナ焼結体（純度９９．９質量％）とをＲＩＥ（Ｒｅａｃｔｉｖｅ Ｉｏｎ Ｅｔｃｈｉｎｇ）装置にセットし、ＣＦ_４５０ｓｃｃｍ、Ａｒ５０ｓｃｃｍの混合ガス雰囲気下でプラズマ中に１００時間曝し、その前後の質量減少量から、両者の１分間当たりのエッチングレートを算出し、アルミナ質焼結体のエッチングレートＥＲ_Ａに対する本発明の試料のエッチングレートＥＲ_Ｂの比ＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａを求めた。この比ＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．４以下のものを優れたものとした。

（パーティクルの発生個数）
エッチングレート比の測定後の試料を細い金属線を用いて硝子容器に入れた純水中に吊し、その状態でＣｌｅａｎｓｏｎｉｃ製超音波洗浄機ＢＲＡＮＳＯＮ ＤＨＡ−１０００にて超音波を１分間かけた。その後、硝子容器から金属線に吊した試料を取出して、純水中のパーティクルをパーティクルカウンター（リオン株式会社製ＫＬ−２６）で測定した。表３のパーティクルの個数は、超音波洗浄によって純水中に放出された純水１ｍｌ当たりのパーティクル数（個／ｍｌ）をＫＬ−２６により測定し、このパーティクル数と試料表面の面積とを用いて試料表面の面積１ｃｍ^２当たりから放出されたパーティクルの個数（個／ｃｍ^２）に換算した値である。なお、パーティクルの個数は、粒径０．１μm以上、０．３μｍ以上、０．５μｍ以上のパーティクルの個数を測定し、これらの個数から粒径０．１〜０．３μｍのパーティクル、０．３〜０．５μｍのパーティクル、０．５μｍ以上のパーティクルの個数（個／ｃｍ^２）をそれぞれ計算した。

結果を表１〜３に示す。本発明の試料は、アルミナ結晶１２またはＹＡＧ結晶１４を主結晶とし、アルミナ結晶１２に接しているＹＡＧ結晶１６の割合が７０％以上となり、エッチングレート比が０．７以下と小さく、破壊靱性が３．５ＭＰａ・ｍ^１／２と高くなった。パーティクルについては粒径０．３μｍ以上のものは発生せず、粒径０．１〜０．３μｍのパーティクルが２５個／ｃｍ^２以下と少なかった。また、４点曲げ強度が３００ＭＰａ以上と高くなった。また、熱伝導率が１５Ｗ／ｍ・Ｋと高くなった。さらに、本発明の試料の中でも、次の試料は良好な各種特性を有していることがわかった。

すなわち、ＹＡＧ結晶１４がアルミナ結晶１２の数の７５％以上に接している試料Ｎｏ．２〜７，１２〜１８は、エッチングレート比ＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．６５以下となり、耐食性がさらに優れていた。

また、混合粉体Ｂの組成が同じ試料Ｎｏ．５〜９を比較すると、試料Ｎｏ．５はＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．５５、０．１〜０．３μｍのパーティクルが９個／ｃｍ^３、破壊靱性が５ＭＰａ・ｍ^１／２、曲げ強度が４９０ＭＰａと最も耐食性、機械的特性に優れていた。また、試料Ｎｏ．６はＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．５６、０．１〜０．３μｍのパーティクルが１１個／ｃｍ^３、破壊靱性が４．９ＭＰａ・ｍ^１／２、曲げ強度が４７０ＭＰａと試料Ｎｏ．５に次いで耐食性、機械的特性に優れていた。

また、アルミナ結晶１２に接するＹＡＧ結晶１６の平均粒径が０．５〜８μｍ、アルミナ結晶１２の平均粒径が１〜９μｍである試料Ｎｏ．２〜１６，１８は、破壊靱性が３．８ＭＰａ・ｍ^１／２と破壊靱性が高く優れ、４点曲げ強度が３５０ＭＰａ以上と優れていた。

また、ＭｇをＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％含有する試料Ｎｏ．１〜１７は、エッチングレート比ＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．６５以下、かつ４点曲げ強度が３９０ＭＰａ以上とさらに優れていた。

また、炭素の含有量が１００質量ｐｐｍ以下である試料Ｎｏ．１〜７，９，１０，１２〜１８は、エッチングレート比ＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．６５以下となった。

比較例として、第１に混合粉体Ｂの組成を本発明の範囲外とした試料（Ｎｏ．１９、２０）を作製した。また、第２に次のような試料（Ｎｏ．２１〜２４）を作製した。平均粒径が２μｍの緻密質酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）粉末、平均粒径が２μｍの酸化イットリウム（Ｙ_２Ｏ_３）粉末を混合、粉砕して平均粒径を１〜１．５μｍとした粉砕粉末を作製した。この粉砕粉末１００質量部に有機バインダーとしてポリビニルアルコール３質量部を添加、湿式混合した後、スプレードライにより噴霧、乾燥、造粒して成型用粉末を作製した。得られた成型用原料を成形圧１００ＭＰａで１００×１００×１０ｍｍの形状に成形後、脱脂、焼成し、比較例の耐食性部材を作製した。その他の作製条件は表１、２に示す通りである。得られた第１、第２の比較例の試料を本発明の試料と同様に評価した。

結果を表１〜３に示すように、比較例の試料は、アルミナ結晶に接しているＹＡＧ結晶の割合が７０％未満となり、エッチングレート比ＥＲ_Ｂ／ＥＲ_Ａが０．８以上（試料Ｎｏ．１９〜２４）と耐食性が悪くなった。パーティクルについては粒径０．３μｍ以上のものは発生しなかったが、粒径０．１〜０．３μｍのパーティクルが５２個／ｃｍ^２以上（試料Ｎｏ．１４〜１９）と多くなった。また、試料Ｎｏ．２０，２２〜２４は４点曲げ強度が３００ＭＰａ未満と低くなった。また、熱伝導率が１５Ｗ／ｍ・Ｋ未満（試料Ｎｏ．１９，２１，２２）と低い試料があった。

なお、表１〜３の各測定値は、測定条件や測定結果をもとにして測定精度を考慮し算出した値である。

本発明の耐食性部材を拡大した模式図である。 本発明の耐食性部材の応用例であるエッチング装置の模式図である。

符号の説明

１：チャンバー
２：クランプリングまたはフォーカスリング
３：下部電極
４：ウエハ
５：誘導コイル
１２：アルミナ結晶
１４、１６：ＹＡＧ結晶
１８：耐食性部材

Claims (8)

1. 金属元素としてＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０〜９８質量％、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２〜３０質量％含有し、アルミナ結晶またはイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）結晶を主結晶とする焼結体からなる耐食性部材であって、前記ＹＡＧ結晶の数の７０％以上が、前記アルミナ結晶に接していることを特徴とする耐食性部材。
2. 前記ＹＡＧ結晶が、前記アルミナ結晶の数の７５％以上に接していることを特徴とする請求項１に記載の耐食性部材。
3. 少なくとも前記アルミナ結晶と接するＹＡＧ結晶の平均粒径が０．５〜８μｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の耐食性部材。
4. 前記アルミナ結晶の平均粒径が１〜９μｍであることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の耐食性部材。
5. 炭素の含有量が１００質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の耐食性部材。
6. ＭｇをＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の耐食性部材。
7. 多孔質アルミナ粒子の細孔にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透、熱処理し、前記細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子を含む原料粉体を得、該原料粉体を成形、焼成することにより耐食性部材を得ることを特徴とする耐食性部材の製造方法。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の耐食性部材を用いたことを特徴とする半導体・液晶製造装置用部材。

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