JP2016204238A - セラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】外部から衝撃が加わったときに、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の内部の本体までクラックが伝搬することのないセラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法を提供する。【解決手段】本体２０の表面２１に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１には、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低い硬度のＳiＣ表面層４０が形成されている。このため、ＳｉＣ表面層４０は脆くクラックが入り易いので、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散して、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。【選択図】図１
Description
本発明は、セラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法に関する。
従来、セラミック部材の表面に、ＣＶＤ法（化学気相蒸着法）によりＳｉＣを析出させてＣＶＤ−ＳｉＣ層を形成してセラミック構造体を製造する技術が知られている。
このようなセラミック構造体は、焼結法で製造されたＳｉＣ成形体に比較して緻密で高純度であり、耐食性、耐熱性、強度特性にも優れているため、半導体製造装置用の加熱ヒータやエッチング装置（エッチャー）、ＣＶＤ装置等に用いられるダミーウエハ、サセプター、炉芯管等の各種部材として提案されている（例えば、特許文献１参照）。
このようなセラミック構造体は、焼結法で製造されたＳｉＣ成形体に比較して緻密で高純度であり、耐食性、耐熱性、強度特性にも優れているため、半導体製造装置用の加熱ヒータやエッチング装置（エッチャー）、ＣＶＤ装置等に用いられるダミーウエハ、サセプター、炉芯管等の各種部材として提案されている（例えば、特許文献１参照）。
ところで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層は非常に緻密であり、雰囲気から内部に存在する基材を保護するのに有効である。一方、緻密であるが故に、外部から衝撃が加えられたときにクラックが生じると、そのままＣＶＤ−ＳｉＣ層の深部までクラックが伝搬したり、場合によっては内部の基材（本体）までクラックが伝搬することもある。
本発明では、前記課題を鑑み、外部から衝撃が加わったときに、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の内部の本体までクラックが伝搬することのないセラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法を提供することを目的とする。
前記課題を解決するための本発明のセラミック構造体は、ＳｉＣからなる本体と、前記本体の表面に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層と、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層に形成されたＳｉＣ表面層と、を備え、前記ＳｉＣ表面層の硬度は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低い。
ＳｉＣ表面層の硬度および弾性率は次の様に求める。
まず、ＣＶＤ−ＳｉＣ層（表面層）の表面に対して垂直な面でスライスし、厚さを１μｍとする測定試料を作成する。
次に、ハイジトロンインコーポレイテッド製（Hysitron Inc.）のTriboIndenter（登録商標）ＴＩ９５０を用い、図１（Ｃ）における紙面に垂直な方向を押し込み方向とし、測定試料の表面から押し込み深さ(変位量)を５０ｎｍとして測定するナノインデンテーション法により測定する。
まず、ＣＶＤ−ＳｉＣ層（表面層）の表面に対して垂直な面でスライスし、厚さを１μｍとする測定試料を作成する。
次に、ハイジトロンインコーポレイテッド製（Hysitron Inc.）のTriboIndenter（登録商標）ＴＩ９５０を用い、図１（Ｃ）における紙面に垂直な方向を押し込み方向とし、測定試料の表面から押し込み深さ(変位量)を５０ｎｍとして測定するナノインデンテーション法により測定する。
本発明のセラミック構造体は、ＳｉＣからなる本体と、本体の表面に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層とを有し、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層にはＳiＣ表面層が形成されている。そして、ＳｉＣ表面層の硬度は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低く設定されている。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いので脆く、クラックが入り易い。これにより、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層の面方向に拡散するので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
ここで、ＳｉＣ表面層の硬度は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度の８５％以上９５％以下であることが好ましい。ＳｉＣ表面層の硬度がＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度の９５％を超えていると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度との差異が僅かであるため、ＳｉＣ表面層が破壊された場合に、連鎖的にＣＶＤ−ＳｉＣ層までも破壊されてしまう可能性がある。ＳｉＣ表面層の硬度がＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度の８５％未満であると、僅かな衝撃でＳｉＣ表面層が変形してしまう可能性あるいは破壊されてしまう可能性があり、その後で大きな衝撃が作用した際にＳｉＣ表面層が十分に衝撃を吸収することができない。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いので脆く、クラックが入り易い。これにより、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層の面方向に拡散するので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
ここで、ＳｉＣ表面層の硬度は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度の８５％以上９５％以下であることが好ましい。ＳｉＣ表面層の硬度がＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度の９５％を超えていると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度との差異が僅かであるため、ＳｉＣ表面層が破壊された場合に、連鎖的にＣＶＤ−ＳｉＣ層までも破壊されてしまう可能性がある。ＳｉＣ表面層の硬度がＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度の８５％未満であると、僅かな衝撃でＳｉＣ表面層が変形してしまう可能性あるいは破壊されてしまう可能性があり、その後で大きな衝撃が作用した際にＳｉＣ表面層が十分に衝撃を吸収することができない。
さらに、本発明のセラミック構造体は、以下の態様であることが望ましい。
（１）前記ＳｉＣ表面層の弾性率は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低い。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
（１）前記ＳｉＣ表面層の弾性率は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低い。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
（２）前記ＳｉＣ表面層の層厚が０．２〜０．５μｍである。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさの単結晶ＳｉＣが積層された構造となることが多い。ある程度の大きさを有する単結晶ＳｉＣが一定の方向に配向していると、特定の方向から衝撃が加わった際に、単結晶ＳｉＣの粒子の境界を基点としてクラックが発生し、境界面に沿ってＣＶＤ−ＳｉＣ層の深くまでクラックが進展してしまう恐れがある。クラックの基点となる単結晶ＳｉＣの粒子の境界が露出しない様にすることが望まれるが、その一面からはＳｉＣ表面層は厚ければ厚いほど好ましい。０．０５μｍ程度の薄いＳｉＣ表面層では効果が限定的であり、ＳｉＣ表面層自体の形態安定性も好ましくない。一方で、ＳｉＣ表面層が１μｍ以上の厚さになると、ＳｉＣ表面層が破壊された際の変形量が大きくなり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層も連鎖的に破壊されてしまう可能性がある。セラミック構造体の表面に凹凸が生じる可能性がある。また、ＳｉＣ表面層が厚くなると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の特性が隠れてしまい、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットである気密性，熱伝導性，化学安定性などが得られなくなってしまう。
ＳｉＣ表面層を０．２〜０．５μｍとすると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットを活かしつつ、本発明の効果を発現させることができる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさの単結晶ＳｉＣが積層された構造となることが多い。ある程度の大きさを有する単結晶ＳｉＣが一定の方向に配向していると、特定の方向から衝撃が加わった際に、単結晶ＳｉＣの粒子の境界を基点としてクラックが発生し、境界面に沿ってＣＶＤ−ＳｉＣ層の深くまでクラックが進展してしまう恐れがある。クラックの基点となる単結晶ＳｉＣの粒子の境界が露出しない様にすることが望まれるが、その一面からはＳｉＣ表面層は厚ければ厚いほど好ましい。０．０５μｍ程度の薄いＳｉＣ表面層では効果が限定的であり、ＳｉＣ表面層自体の形態安定性も好ましくない。一方で、ＳｉＣ表面層が１μｍ以上の厚さになると、ＳｉＣ表面層が破壊された際の変形量が大きくなり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層も連鎖的に破壊されてしまう可能性がある。セラミック構造体の表面に凹凸が生じる可能性がある。また、ＳｉＣ表面層が厚くなると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の特性が隠れてしまい、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットである気密性，熱伝導性，化学安定性などが得られなくなってしまう。
ＳｉＣ表面層を０．２〜０．５μｍとすると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットを活かしつつ、本発明の効果を発現させることができる。
（３）前記ＳｉＣ表面層はＳｉＣの結晶方向がランダムである。
切削や研磨などによってＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に位置するＳｉＣの結晶方向に偏りが生じていたとしても、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を覆うＳｉＣ表面層が存在するので、ＳｉＣ表面層の特性が支配的となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶方向の影響は顕在化し難い。
そして、セラミック構造体の表面の特性として顕在化するのはＳｉＣ表面層の特性であり、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶の配向がランダムであるため、セラミック構造体全体としての表面特性はＳｉＣ結晶がランダムに配向した均一なものとなる。このため、切削や研磨などの加工を施しても、広い範囲で表面特性を均一に保持することができる。
切削や研磨などによってＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に位置するＳｉＣの結晶方向に偏りが生じていたとしても、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を覆うＳｉＣ表面層が存在するので、ＳｉＣ表面層の特性が支配的となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶方向の影響は顕在化し難い。
そして、セラミック構造体の表面の特性として顕在化するのはＳｉＣ表面層の特性であり、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶の配向がランダムであるため、セラミック構造体全体としての表面特性はＳｉＣ結晶がランダムに配向した均一なものとなる。このため、切削や研磨などの加工を施しても、広い範囲で表面特性を均一に保持することができる。
ＳｉＣ結晶の配向がランダムであるか否かは、次の様にして定義する。まず、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を含むサンプル片から集束イオンビーム装置（ＦＩＢ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＦＢ２２００）を用いて膜厚１００ｎｍ断面薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）により断面方向から表面層における制限視野電子線回折図形を測定する。直径３００ｎｍの制限視野絞りにて表面層の５視野を選択して制限視野電子線回折図形を５枚測定し、得られた５枚の回折図形を画像処理により加算して１枚の回折図形を合成する。この合成された回折図形は、表面層中のπ×１５０ｎｍ×１５０ｎｍ×１００ｎｍ×５（ｎｍ３）の体積から得られた回折図形となる。この合成された回折図形が“リング状の回折パターンを示す”か、あるいは“一方向に強度分布を持つ回折パターンを示す”か、によって、それぞれ、“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”、あるいは“ＳｉＣ結晶は特定の方向に配向している”、と判断することができる。本件発明においては、回折図形を中心角４５度で８分割し、８分割した全ての領域に回折点が存在する場合に“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”と定義する。
（４）前記ＳｉＣ表面層の結晶粒径は前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶粒径よりも小さい。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶が積層された構造となることが多いが、ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶は配向がランダムであるが、個々のＳｉＣ結晶のサイズが大きければ、特性は均一とならず、却って偏りを生じさせてしまう。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズをＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズよりも小さくすることで、表面特性の均一化を図ることができる。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶が積層された構造となることが多いが、ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶は配向がランダムであるが、個々のＳｉＣ結晶のサイズが大きければ、特性は均一とならず、却って偏りを生じさせてしまう。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズをＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズよりも小さくすることで、表面特性の均一化を図ることができる。
（５）前記ＳｉＣ表面層の結晶粒径は０．０１〜０．１μｍである。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズは５〜２０μｍ程度であることが多いので、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズを０．０１〜０．１μｍとすることで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層において生じる特性の偏りに対して、１０％未満に抑えることができる。このため、表面特性の均一化をより一層図ることができる。
なお、前述した（１）の好適範囲と組み合わせ、ＳｉＣ表面層の厚さは、構成するＳｉＣ結晶のサイズ（平均結晶粒径）の１０〜５０倍程度が好ましい。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズは５〜２０μｍ程度であることが多いので、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズを０．０１〜０．１μｍとすることで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層において生じる特性の偏りに対して、１０％未満に抑えることができる。このため、表面特性の均一化をより一層図ることができる。
なお、前述した（１）の好適範囲と組み合わせ、ＳｉＣ表面層の厚さは、構成するＳｉＣ結晶のサイズ（平均結晶粒径）の１０〜５０倍程度が好ましい。
表面層を構成するＳｉＣの平均結晶粒径は次の様に求める。
ＳｉＣ結晶の配向を確認するために制限視野電子線回折図形を測定する試料位置において、同様に透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）を用いて断面ＴＥＭ像を５視野撮影する（撮影倍率80,000倍、表示倍率500,000倍）。この際、微結晶の輪郭が明瞭になるように対物絞りを選択（４０μｍ）し、試料傾斜ホルダを用いて適切な電子線入射角度を調整する。各視野のＴＥＭ像中で最も輪郭が明瞭な結晶粒を３個ずつ選び、そのＴＥＭ像面内における各結晶粒に外接する円の直径を測長して結晶サイズとする。得られた合計１５個の結晶サイズから、最大値と最小値とを除いた１３個の結晶サイズについて、平均値を算出し、これを表面層の結晶サイズとする。
ＳｉＣ結晶の配向を確認するために制限視野電子線回折図形を測定する試料位置において、同様に透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）を用いて断面ＴＥＭ像を５視野撮影する（撮影倍率80,000倍、表示倍率500,000倍）。この際、微結晶の輪郭が明瞭になるように対物絞りを選択（４０μｍ）し、試料傾斜ホルダを用いて適切な電子線入射角度を調整する。各視野のＴＥＭ像中で最も輪郭が明瞭な結晶粒を３個ずつ選び、そのＴＥＭ像面内における各結晶粒に外接する円の直径を測長して結晶サイズとする。得られた合計１５個の結晶サイズから、最大値と最小値とを除いた１３個の結晶サイズについて、平均値を算出し、これを表面層の結晶サイズとする。
前記課題を解決するための本発明のセラミック構造体の製造方法は、ＳｉＣからなる本体の表面にＣＶＤ処理を施してＣＶＤ−ＳｉＣ層を形成した後、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層を加熱して昇華、その後冷却して再結晶させ、次いで前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層を固化させることによりＳｉＣ表面層を形成し、前記ＳｉＣ表面層の硬度を前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くさせる。
なお、昇華と並行して、一部のＳｉＣについては焼結が進むこともある。
なお、昇華と並行して、一部のＳｉＣについては焼結が進むこともある。
すなわち、ＳｉＣからなる本体の表面にＣＶＤ処理を施して形成したＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層に、水が存在する状態でレーザー照射することにより、表層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させてＳｉＣ表面層を形成する。
このとき、水が存在する状態でレーザー照射してＳｉＣ表面層を加熱して昇華させるので、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）。このため、ＳｉＣ表面層は微小なＳｉＣ結晶が寄り集まった構造となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に比べて層を構成するＳｉＣ結晶粒子が小さい。外力が作用した場合、ＣＶＤ−ＳｉＣ層やＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶粒子そのものが変形することは稀であり、通常は、隣接するＳｉＣ結晶粒子の境界面が離間して変形することが大勢を占める。ＳｉＣ表面層は小さなＳｉＣ結晶が寄り集まった構造であるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層よりも変形し易い。このため、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くなる。
このとき、水が存在する状態でレーザー照射してＳｉＣ表面層を加熱して昇華させるので、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）。このため、ＳｉＣ表面層は微小なＳｉＣ結晶が寄り集まった構造となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に比べて層を構成するＳｉＣ結晶粒子が小さい。外力が作用した場合、ＣＶＤ−ＳｉＣ層やＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶粒子そのものが変形することは稀であり、通常は、隣接するＳｉＣ結晶粒子の境界面が離間して変形することが大勢を占める。ＳｉＣ表面層は小さなＳｉＣ結晶が寄り集まった構造であるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層よりも変形し易い。このため、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くなる。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくできる。
また、水が存在する状態でレーザー照射して表面層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在することでレーザー照射部分のみがピンポイントで高温となり、内部が高温となり難い。このとき、レーザー照射されている間は高温になるが、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）ことから、配向性が低いＳｉＣ表面層が得られる。
また、水が存在する状態でレーザー照射して表面層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在することでレーザー照射部分のみがピンポイントで高温となり、内部が高温となり難い。このとき、レーザー照射されている間は高温になるが、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）ことから、配向性が低いＳｉＣ表面層が得られる。
さらに、本発明のセラミック構造体の製造方法は、以下の態様であることが望ましい。
（１）前記表面層は、ＳｉＣ結晶がランダム配向となる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面層がレーザー照射によりランダム配向となるため、一層均一化される。
（１）前記表面層は、ＳｉＣ結晶がランダム配向となる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面層がレーザー照射によりランダム配向となるため、一層均一化される。
（２）前記レーザー照射に用いるレーザー光は、ＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）レーザーの第２高調波または第３高調波を用いる。
ＹＡＧレーザー光（基本波）の波長は１０６４ｎｍであり、第２高調波の波長は５３２ｎｍ、第３高調波の波長は３５５ｎｍである。ＹＡＧレーザー光の波長が３００〜９００ｎｍであると、水の光吸収率が１０％未満であるので、水が存在する状況下でのレーザー照射に好適である。
ＹＡＧレーザー光（基本波）の波長は１０６４ｎｍであり、第２高調波の波長は５３２ｎｍ、第３高調波の波長は３５５ｎｍである。ＹＡＧレーザー光の波長が３００〜９００ｎｍであると、水の光吸収率が１０％未満であるので、水が存在する状況下でのレーザー照射に好適である。
（３）前記レーザー照射は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面を少なくとも２５４５℃まで加熱する。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、２５４５℃まで加熱すると、ＳｉＣが昇華を開始する。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、２５４５℃まで加熱すると、ＳｉＣが昇華を開始する。
本発明によれば、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面がランダムな配向のＳｉＣ結晶によって被覆されるので、切削や研磨などの加工を施した場合であっても、セラミック構造体の表面特性を均一に保持することができる。
本発明によれば、本体の表面に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層には、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低い硬度のＳiＣ表面層が形成されている。このため、ＳｉＣ表面層は脆くクラックが入り易いので、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層の面方向に拡散して、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
本発明のセラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法について説明する。
前記課題を解決するための本発明のセラミック構造体は、ＳｉＣからなる本体と、前記本体の表面に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層と、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層に形成されたＳｉＣ表面層と、を備え、前記ＳｉＣ表面層の硬度は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低い。
本発明のセラミック構造体は、ＳｉＣからなる本体と、本体の表面に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層とを有し、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層にはＳiＣ表面層が形成されている。そして、ＳｉＣ表面層の硬度は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低く設定されている。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いので脆く、クラックが入り易い。これにより、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層の面方向に拡散するので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いので脆く、クラックが入り易い。これにより、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層の面方向に拡散するので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
ＳｉＣ表面層の硬度および弾性率は次の様に求める。
測定試料の厚さを１μｍに加工し、ハイジトロンインコーポレイテッド製（Hysitron Inc.）のTriboIndenter（登録商標）ＴＩ９５０を用い、押し込み深さ(変位量)を５０ｎｍとして測定するナノインデンテーション法により測定する。
測定試料の厚さを１μｍに加工し、ハイジトロンインコーポレイテッド製（Hysitron Inc.）のTriboIndenter（登録商標）ＴＩ９５０を用い、押し込み深さ(変位量)を５０ｎｍとして測定するナノインデンテーション法により測定する。
さらに、本発明のセラミック構造体は、以下の態様であることが望ましい。
（１）前記ＳｉＣ表面層の弾性率は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低い。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
（１）前記ＳｉＣ表面層の弾性率は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低い。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくでき、本体までクラックが伝搬するのを防止できる。
（２）前記ＳｉＣ表面層の層厚が０．２〜０．５μｍである。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさの単結晶ＳｉＣが積層された構造となることが多い。ある程度の大きさを有する単結晶ＳｉＣが一定の方向に配向していると、特定の方向から衝撃が加わった際に、単結晶ＳｉＣの粒子の境界を基点としてクラックが発生し、境界面に沿ってＣＶＤ−ＳｉＣ層の深くまでクラックが進展してしまう恐れがある。クラックの基点となる単結晶ＳｉＣの粒子の境界が露出しない様にすることが望まれるが、その一面からはＳｉＣ表面層は厚ければ厚いほど好ましい。０．０５μｍ程度の薄いＳｉＣ表面層では効果が限定的であり、ＳｉＣ表面層自体の形態安定性も好ましくない。一方で、ＳｉＣ表面層が１μｍ以上の厚さになると、ＳｉＣ表面層が破壊された際の変形量が大きくなり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層も連鎖的に破壊されてしまう可能性がある。セラミック構造体の表面に凹凸が生じる可能性がある。また、ＳｉＣ表面層が厚くなると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の特性が隠れてしまい、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットである気密性，熱伝導性，化学安定性などが得られなくなってしまう。
ＳｉＣ表面層を０．２〜０．５μｍとすると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットを活かしつつ、本発明の効果を発現させることができる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさの単結晶ＳｉＣが積層された構造となることが多い。ある程度の大きさを有する単結晶ＳｉＣが一定の方向に配向していると、特定の方向から衝撃が加わった際に、単結晶ＳｉＣの粒子の境界を基点としてクラックが発生し、境界面に沿ってＣＶＤ−ＳｉＣ層の深くまでクラックが進展してしまう恐れがある。クラックの基点となる単結晶ＳｉＣの粒子の境界が露出しない様にすることが望まれるが、その一面からはＳｉＣ表面層は厚ければ厚いほど好ましい。０．０５μｍ程度の薄いＳｉＣ表面層では効果が限定的であり、ＳｉＣ表面層自体の形態安定性も好ましくない。一方で、ＳｉＣ表面層が１μｍ以上の厚さになると、ＳｉＣ表面層が破壊された際の変形量が大きくなり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層も連鎖的に破壊されてしまう可能性がある。セラミック構造体の表面に凹凸が生じる可能性がある。また、ＳｉＣ表面層が厚くなると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の特性が隠れてしまい、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットである気密性，熱伝導性，化学安定性などが得られなくなってしまう。
ＳｉＣ表面層を０．２〜０．５μｍとすると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層のメリットを活かしつつ、本発明の効果を発現させることができる。
（３）前記ＳｉＣ表面層はＳｉＣの結晶方向がランダムである。
切削や研磨などによってＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に位置するＳｉＣの結晶方向に偏りが生じていたとしても、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を覆うＳｉＣ表面層が存在するので、ＳｉＣ表面層の特性が支配的となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶方向の影響は顕在化し難い。
そして、セラミック構造体の表面の特性として顕在化するのはＳｉＣ表面層の特性であり、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶の配向がランダムであるため、セラミック構造体全体としての表面特性はＳｉＣ結晶がランダムに配向した均一なものとなる。このため、切削や研磨などの加工を施しても、広い範囲で表面特性を均一に保持することができる。
切削や研磨などによってＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に位置するＳｉＣの結晶方向に偏りが生じていたとしても、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を覆うＳｉＣ表面層が存在するので、ＳｉＣ表面層の特性が支配的となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶方向の影響は顕在化し難い。
そして、セラミック構造体の表面の特性として顕在化するのはＳｉＣ表面層の特性であり、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶の配向がランダムであるため、セラミック構造体全体としての表面特性はＳｉＣ結晶がランダムに配向した均一なものとなる。このため、切削や研磨などの加工を施しても、広い範囲で表面特性を均一に保持することができる。
なお、表面層のＳｉＣ結晶がランダム配向であるとは、表面層を構成するＳｉＣ結晶の結晶方位が特定の方向に揃っておらず、バラツキを有することを意味する。
具体的には、ＳｉＣ結晶の配向がランダムであるか否かは、次の様にして定義する。まず、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を含むサンプル片から集束イオンビーム装置（ＦＩＢ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＦＢ２２００）を用いて膜厚１００ｎｍ断面薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）により断面方向から表面層における制限視野電子線回折図形を測定する。直径３００ｎｍの制限視野絞りにて表面層の５視野を選択して制限視野電子線回折図形を５枚測定し、得られた５枚の回折図形を画像処理により加算して１枚の回折図形を合成する。この合成された回折図形は、表面層中のπ×１５０ｎｍ×１５０ｎｍ×１００ｎｍ×５（ｎｍ３）の体積から得られた回折図形となる。この合成された回折図形が“リング状の回折パターンを示す”か、あるいは“一方向に強度分布を持つ回折パターンを示す”か、によって、それぞれ、“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”、あるいは“ＳｉＣ結晶は特定の方向に配向している”、と判断することができる。本件発明においては、回折図形を中心角４５度で８分割し、８分割した全ての領域に回折点が存在する場合に“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”と定義する。
具体的には、ＳｉＣ結晶の配向がランダムであるか否かは、次の様にして定義する。まず、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を含むサンプル片から集束イオンビーム装置（ＦＩＢ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＦＢ２２００）を用いて膜厚１００ｎｍ断面薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）により断面方向から表面層における制限視野電子線回折図形を測定する。直径３００ｎｍの制限視野絞りにて表面層の５視野を選択して制限視野電子線回折図形を５枚測定し、得られた５枚の回折図形を画像処理により加算して１枚の回折図形を合成する。この合成された回折図形は、表面層中のπ×１５０ｎｍ×１５０ｎｍ×１００ｎｍ×５（ｎｍ３）の体積から得られた回折図形となる。この合成された回折図形が“リング状の回折パターンを示す”か、あるいは“一方向に強度分布を持つ回折パターンを示す”か、によって、それぞれ、“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”、あるいは“ＳｉＣ結晶は特定の方向に配向している”、と判断することができる。本件発明においては、回折図形を中心角４５度で８分割し、８分割した全ての領域に回折点が存在する場合に“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”と定義する。
（４）前記ＳｉＣ表面層の結晶粒径は前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶粒径よりも小さい。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶が積層された構造となることが多いが、ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶は配向がランダムであるが、個々のＳｉＣ結晶のサイズが大きければ、特性は均一とならず、却って偏りを生じさせてしまう。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズをＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズよりも小さくすることで、表面特性の均一化を図ることができる。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶が積層された構造となることが多いが、ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶は配向がランダムであるが、個々のＳｉＣ結晶のサイズが大きければ、特性は均一とならず、却って偏りを生じさせてしまう。
ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズをＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズよりも小さくすることで、表面特性の均一化を図ることができる。
（５）前記ＳｉＣ表面層の結晶粒径は０．０１〜０．１μｍである。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズは５〜２０μｍ程度であることが多いので、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズを０．０１〜０．１μｍとすることで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層において生じる特性の偏りに対して、１０％未満に抑えることができる。このため、表面特性の均一化をより一層図ることができる。
なお、前述した（１）の好適範囲と組み合わせ、ＳｉＣ表面層の厚さは、構成するＳｉＣ結晶のサイズ（平均結晶粒径）の１０〜５０倍程度が好ましい。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層を構成するＳｉＣ結晶のサイズは５〜２０μｍ程度であることが多いので、ＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶のサイズを０．０１〜０．１μｍとすることで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層において生じる特性の偏りに対して、１０％未満に抑えることができる。このため、表面特性の均一化をより一層図ることができる。
なお、前述した（１）の好適範囲と組み合わせ、ＳｉＣ表面層の厚さは、構成するＳｉＣ結晶のサイズ（平均結晶粒径）の１０〜５０倍程度が好ましい。
前記課題を解決するための本発明のセラミック構造体の製造方法は、ＳｉＣからなる本体の表面にＣＶＤ処理を施してＣＶＤ−ＳｉＣ層を形成した後、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層を加熱して昇華、その後冷却して再結晶させ、次いで前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層を固化させることによりＳｉＣ表面層を形成し、前記ＳｉＣ表面層の硬度を前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くさせる。
すなわち、ＳｉＣからなる本体の表面にＣＶＤ処理を施して形成したＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層に、水が存在する状態でレーザー照射することにより、表層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させてＳｉＣ表面層を形成する。
このとき、水が存在する状態でレーザー照射してＳｉＣ表面層を加熱して昇華させるので、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）。このため、ＳｉＣ表面層は微小なＳｉＣ結晶が寄り集まった構造となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に比べて層を構成するＳｉＣ結晶粒子が小さい。外力が作用した場合、ＣＶＤ−ＳｉＣ層やＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶粒子そのものが変形することは稀であり、通常は、隣接するＳｉＣ結晶粒子の境界面が離間して変形することが大勢を占める。ＳｉＣ表面層は小さなＳｉＣ結晶が寄り集まった構造であるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層よりも変形し易い。このため、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くなる。
このとき、水が存在する状態でレーザー照射してＳｉＣ表面層を加熱して昇華させるので、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）。このため、ＳｉＣ表面層は微小なＳｉＣ結晶が寄り集まった構造となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に比べて層を構成するＳｉＣ結晶粒子が小さい。外力が作用した場合、ＣＶＤ−ＳｉＣ層やＳｉＣ表面層を構成するＳｉＣ結晶粒子そのものが変形することは稀であり、通常は、隣接するＳｉＣ結晶粒子の境界面が離間して変形することが大勢を占める。ＳｉＣ表面層は小さなＳｉＣ結晶が寄り集まった構造であるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層よりも変形し易い。このため、ＳｉＣ表面層の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くなる。
このため、セラミック構造体に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層に及ぼす影響を少なくできる。
また、水が存在する状態でレーザー照射して表面層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在することでレーザー照射部分のみがピンポイントで高温となり、内部が高温となり難い。このとき、レーザー照射されている間は高温になるが、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）ことから、配向性が低いＳｉＣ表面層が得られる。
また、水が存在する状態でレーザー照射して表面層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在することでレーザー照射部分のみがピンポイントで高温となり、内部が高温となり難い。このとき、レーザー照射されている間は高温になるが、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）ことから、配向性が低いＳｉＣ表面層が得られる。
さらに、本発明のセラミック構造体の製造方法は、以下の態様であることが望ましい。
（１）前記表面層は、ＳｉＣ結晶がランダム配向となる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面層がレーザー照射によりランダム配向となるため、一層均一化される。
（１）前記表面層は、ＳｉＣ結晶がランダム配向となる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面層がレーザー照射によりランダム配向となるため、一層均一化される。
（２）前記レーザー照射に用いるレーザー光は、ＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）レーザーの第２高調波または第３高調波を用いる。
ＹＡＧレーザー光（基本波）の波長は１０６４ｎｍであり、第２高調波の波長は５３２ｎｍ、第３高調波の波長は３５５ｎｍである。ＹＡＧレーザー光の波長が３００〜９００ｎｍであると、水の光吸収率が１０％未満であるので、水が存在する状況下でのレーザー照射に好適である。
ＹＡＧレーザー光（基本波）の波長は１０６４ｎｍであり、第２高調波の波長は５３２ｎｍ、第３高調波の波長は３５５ｎｍである。ＹＡＧレーザー光の波長が３００〜９００ｎｍであると、水の光吸収率が１０％未満であるので、水が存在する状況下でのレーザー照射に好適である。
（３）前記レーザー照射は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面を少なくとも２５４５℃まで加熱する。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、２５４５℃まで加熱すると、ＳｉＣが昇華を開始する。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層は、２５４５℃まで加熱すると、ＳｉＣが昇華を開始する。
図１（Ａ）〜図１（Ｃ）に基づいて、セラミック構造体１０の製造方法について説明する。
まず、ＳｉＣからなる本体２０の表面２１に（図１（Ａ）参照）、ＣＶＤ処理を施してＳｉＣ結晶３２を蒸着させてＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を形成する（図１（Ｂ）参照）。
その後、図１（Ｃ）に示すように、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させ、さらに固化させることにより、ＳｉＣ結晶４１がランダム配向となるＳｉＣ表面層４０を形成してセラミック構造体１０を製造する。このとき、ＳｉＣ表面層４０の硬度をＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低くする。
まず、ＳｉＣからなる本体２０の表面２１に（図１（Ａ）参照）、ＣＶＤ処理を施してＳｉＣ結晶３２を蒸着させてＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を形成する（図１（Ｂ）参照）。
その後、図１（Ｃ）に示すように、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させ、さらに固化させることにより、ＳｉＣ結晶４１がランダム配向となるＳｉＣ表面層４０を形成してセラミック構造体１０を製造する。このとき、ＳｉＣ表面層４０の硬度をＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低くする。
次に、セラミック構造体１０について説明する。
図１（Ａ）〜図１（Ｃ）および図２に示すように、セラミック構造体１０は、ＳｉＣからなる本体２０と、本体２０の表面２１に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層３０と、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１に形成されたＳｉＣ表面層４０とを有する。
セラミック構造体１０は、種々の物に用いることができるため、種々の形状を呈することができる。ここでは、セラミック構造体１０として板状のものを例示している。従って、本体２０も板状となっている。
図１（Ａ）〜図１（Ｃ）および図２に示すように、セラミック構造体１０は、ＳｉＣからなる本体２０と、本体２０の表面２１に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層３０と、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１に形成されたＳｉＣ表面層４０とを有する。
セラミック構造体１０は、種々の物に用いることができるため、種々の形状を呈することができる。ここでは、セラミック構造体１０として板状のものを例示している。従って、本体２０も板状となっている。
図１（Ｂ）に示すように、本体２０の表面２１に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層３０では、ＣＶＤ法によりＳｉＣ結晶３２を層状に蒸着させるが、ＳｉＣ結晶３２の堆積方向の制御は難しい。このため、表面２１に対して傾斜してＳｉＣ結晶３２が堆積される場合がある。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１には、ＳｉＣ表面層４０が形成されている。ＳｉＣ表面層４０は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に例えば水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させ、さらに固化させて再結晶化することにより形成される。このため、ＳｉＣ結晶４１がランダム配向となっている。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１には、ＳｉＣ表面層４０が形成されている。ＳｉＣ表面層４０は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に例えば水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させ、さらに固化させて再結晶化することにより形成される。このため、ＳｉＣ結晶４１がランダム配向となっている。
ＳｉＣ表面層４０の層厚Ｔ１（図１（Ｃ）参照）は、０．２〜０．５μｍが望ましい。また、ＳｉＣ表面層４０の平均結晶粒径は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の平均結晶粒径よりも小さいのが望ましい。さらに、ＳｉＣ表面層４０の平均結晶粒径は、０．０１〜０．１μｍであることが望ましい。ここで、粒径とは、二次元画像における粒子の外形に接する円の直径として定義することができる。
次に、本実施形態のセラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法の作用・効果について説明する。
本実施形態のセラミック構造体１０によれば、ＳｉＣからなる本体２０と、本体２０の表面２１に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層３０とを有し、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１にはＳiＣ表面層４０が形成されている。そして、ＳｉＣ表面層４０の硬度は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低く設定されている。
このため、セラミック構造体１０に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層４０に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層４０の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低いので脆く、クラックが入り易い。これにより、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散するので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。
このため、セラミック構造体１０に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層４０に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層４０の硬度はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低いので脆く、クラックが入り易い。これにより、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に伝搬することにより、衝撃エネルギーがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散するので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。
本実施形態のセラミック構造体１０によれば、ＳｉＣ表面層４０の弾性率は、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の弾性率よりも低い。
このため、セラミック構造体１０に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層４０に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層４０の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。
このため、セラミック構造体１０に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層４０に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層４０の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。
本実施形態のセラミック構造体１０によれば、ＳｉＣ表面層４０の層厚Ｔ１が０．２〜０．５μｍである。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶３２が積層された構造となることが多い。ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶３２が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面特性の偏りが顕在化しない様にすることが望まれるが、その一面からはＳｉＣ表面層は厚ければ厚いほど好ましい。０．０５μｍ程度の薄いＳｉＣ表面層４０では効果が限定的であり、また、薄くて強度が得られ難くなり、ＳｉＣ表面層４０自体の形態安定性も好ましくない。一方で、ＳｉＣ表面層４０が１μｍ以上の厚さになれば、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０のメリットである気密性，熱伝導性，化学安定性などが得られなくなってしまう。
ＳｉＣ表面層４０を０．２〜０．５μｍとすると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０のメリットを活かしつつ、本実施形態の効果を発現させることができる。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶３２が積層された構造となることが多い。ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶３２が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面特性の偏りが顕在化しない様にすることが望まれるが、その一面からはＳｉＣ表面層は厚ければ厚いほど好ましい。０．０５μｍ程度の薄いＳｉＣ表面層４０では効果が限定的であり、また、薄くて強度が得られ難くなり、ＳｉＣ表面層４０自体の形態安定性も好ましくない。一方で、ＳｉＣ表面層４０が１μｍ以上の厚さになれば、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０のメリットである気密性，熱伝導性，化学安定性などが得られなくなってしまう。
ＳｉＣ表面層４０を０．２〜０．５μｍとすると、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０のメリットを活かしつつ、本実施形態の効果を発現させることができる。
本実施形態のセラミック構造体１０によれば、ＳｉＣ表面層４０はＳｉＣの結晶方向がランダムである。
切削や研磨などによってＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に位置するＳｉＣの結晶方向に偏りが生じていたとしても、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を覆うＳｉＣ表面層４０が存在するので、ＳｉＣ表面層４０の特性が支配的となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の結晶方向の影響は顕在化し難い。
そして、セラミック構造体１０の表面の特性として顕在化するのはＳｉＣ表面層４０の特性であり、ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１の配向がランダムであるため、セラミック構造体１０全体としての表面特性はＳｉＣ結晶４１がランダムに配向した均一なものとなる。このため、切削や研磨などの加工を施しても、広い範囲で表面特性を均一に保持することができる。
切削や研磨などによってＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に位置するＳｉＣの結晶方向に偏りが生じていたとしても、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を覆うＳｉＣ表面層４０が存在するので、ＳｉＣ表面層４０の特性が支配的となり、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の結晶方向の影響は顕在化し難い。
そして、セラミック構造体１０の表面の特性として顕在化するのはＳｉＣ表面層４０の特性であり、ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１の配向がランダムであるため、セラミック構造体１０全体としての表面特性はＳｉＣ結晶４１がランダムに配向した均一なものとなる。このため、切削や研磨などの加工を施しても、広い範囲で表面特性を均一に保持することができる。
本実施形態のセラミック構造体１０によれば、ＳｉＣ表面層４０の結晶粒径はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の結晶粒径よりも小さい。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶が積層された構造となることが多いが、ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１は配向がランダムであるが、個々のＳｉＣ結晶のサイズが大きければ、特性は均一とならず、却って偏りを生じさせてしまう。
ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１のサイズをＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を構成するＳｉＣ結晶３２のサイズよりも小さくすることで、表面特性の均一化を図ることができる。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０は、５〜２０μｍ程度の大きさのＳｉＣ結晶が積層された構造となることが多いが、ある程度の大きさを有するＳｉＣ結晶が一定の方向に配向していると、物理的特性や熱的特性の偏りが大きく現れ易い。
ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１は配向がランダムであるが、個々のＳｉＣ結晶のサイズが大きければ、特性は均一とならず、却って偏りを生じさせてしまう。
ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１のサイズをＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を構成するＳｉＣ結晶３２のサイズよりも小さくすることで、表面特性の均一化を図ることができる。
本実施形態のセラミック構造体１０によれば、ＳｉＣ表面層４０の結晶粒径は０．０１〜０．１μｍである。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を構成するＳｉＣ結晶のサイズは５〜２０μｍ程度であることが多いので、ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１のサイズを０．０１〜０．１μｍとすることで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０において生じる特性の偏りに対して、１０％未満に抑えることができる。このため、表面特性の均一化をより一層図ることができる。
なお、前述したＳｉＣ表面層４０の層厚Ｔ１の好適範囲と組み合わせ、ＳｉＣ表面層４０の層厚Ｔ１は、構成するＳｉＣ結晶４１のサイズ（平均結晶粒径）の１０〜５０倍程度が好ましい。
前述した様に、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を構成するＳｉＣ結晶のサイズは５〜２０μｍ程度であることが多いので、ＳｉＣ表面層４０を構成するＳｉＣ結晶４１のサイズを０．０１〜０．１μｍとすることで、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０において生じる特性の偏りに対して、１０％未満に抑えることができる。このため、表面特性の均一化をより一層図ることができる。
なお、前述したＳｉＣ表面層４０の層厚Ｔ１の好適範囲と組み合わせ、ＳｉＣ表面層４０の層厚Ｔ１は、構成するＳｉＣ結晶４１のサイズ（平均結晶粒径）の１０〜５０倍程度が好ましい。
本実施形態のセラミック構造体の製造方法によれば、ＳｉＣからなる本体２０の表面２１にＣＶＤ処理を施してＣＶＤ−ＳｉＣ層３０を形成した後、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１を加熱して昇華、その後冷却して再結晶させ、次いでＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１を固化させることによりＳｉＣ表面層を形成し、ＳｉＣ表面層４０の硬度をＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低くさせる。
すなわち、ＳｉＣからなる本体２０の表面２１にＣＶＤ処理を施して形成したＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表層３１に、水が存在する状態でレーザー照射することにより、表層３１を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させて固化させてＳｉＣ表面層４０を形成する。このとき、ＳｉＣ表面層４０の硬度をＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の硬度よりも低くする。
このため、セラミック構造体１０に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層４０に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層４０の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。
また、水が存在する状態でレーザー照射して表面層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に水が存在することでレーザー照射部分のみがピンポイントで高温となり、内部が高温となり難い。このとき、レーザー照射されている間は高温になるが、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）ことから、配向性が低いＳｉＣ表面層が得られる。
このため、セラミック構造体１０に衝撃が加わったときに、最も外層であるＳｉＣ表面層４０に衝撃が加わるが、ＳｉＣ表面層４０の弾性率はＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の弾性率よりも低いので、外力に対する歪が大きくなり、クラックがＳｉＣ表面層４０の面方向に拡散する。これにより、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０に及ぼす影響を少なくでき、本体２０までクラックが伝搬するのを防止できる。
また、水が存在する状態でレーザー照射して表面層を加熱して昇華させ、その後冷却して再結晶させるので、ＣＶＤ−ＳｉＣ層３０の表面に水が存在することでレーザー照射部分のみがピンポイントで高温となり、内部が高温となり難い。このとき、レーザー照射されている間は高温になるが、レーザー照射が終了すると水によって急冷され、ＳｉＣ結晶が大きく成長しない（微小なＳｉＣ結晶となる）ことから、配向性が低いＳｉＣ表面層が得られる。
（実施例）
２０．０ｍｍ（縦）×２０．０ｍｍ（横）×２．０ｍｍ（厚さ）のＳｉＣ基材の上に厚さ約１５０μｍのＣＶＤ-ＳｉＣ層を形成した試験片を比較例１として用意した。
この比較例１の試験片に対して、さらにＣＶＤ層の表面に水が存在する状態でＹＡＧレーザーの第２高調波（波長５３２ｎｍ）を照射して加熱し、ＣＶＤ層の表面に存在するＳｉＣを昇華・再結晶させ、厚さ約２５０ｎｍの表面層を形成した試験片を実施例１として用意した。
２０．０ｍｍ（縦）×２０．０ｍｍ（横）×２．０ｍｍ（厚さ）のＳｉＣ基材の上に厚さ約１５０μｍのＣＶＤ-ＳｉＣ層を形成した試験片を比較例１として用意した。
この比較例１の試験片に対して、さらにＣＶＤ層の表面に水が存在する状態でＹＡＧレーザーの第２高調波（波長５３２ｎｍ）を照射して加熱し、ＣＶＤ層の表面に存在するＳｉＣを昇華・再結晶させ、厚さ約２５０ｎｍの表面層を形成した試験片を実施例１として用意した。
実施例１の試験片に対してＣＶＤ-ＳｉＣ層の硬度と弾性率とを測定したところ、硬度は４０．５ＧＰａ、弾性率は３５４ＧＰａであった。
また、実施例１の試験片に対して表面層の硬度と弾性率を測定したところ、硬度は３７．８ＧＰａ、弾性率は３１６ＧＰａであった。
上記各測定値は、無作為な１０カ所の測定値の平均値である。
また、実施例１の試験片に対して表面層の硬度と弾性率を測定したところ、硬度は３７．８ＧＰａ、弾性率は３１６ＧＰａであった。
上記各測定値は、無作為な１０カ所の測定値の平均値である。
一方、比較例１の試験片に対してＣＶＤ-ＳｉＣ層の硬度と弾性率とを測定したところ、硬度は４０．６ＧＰａ、弾性率は３５５ＧＰａであった。
上記各測定値は、無作為な１０カ所の測定値の平均値である。
上記各測定値は、無作為な１０カ所の測定値の平均値である。
次に、平置きした実施例１の試験片１０サンプル、比較例１の各１０サンプルに対して、直径１１ｍｍ、重量５．５ｇの鋼球を高さ２００ｍｍから落下させる試験を行った。
実施例１の試験片１０サンプルには変化が認められなかったが、比較例１の１サンプルについて肉眼で視認できるクラックが発生していた。
以上のことから、ＳｉＣ表面層の硬度が、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いことにより所望の効果が得られることが判る。
実施例１の試験片１０サンプルには変化が認められなかったが、比較例１の１サンプルについて肉眼で視認できるクラックが発生していた。
以上のことから、ＳｉＣ表面層の硬度が、ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いことにより所望の効果が得られることが判る。
また、実施例１の表面層を構成する結晶粒子の配向を確認した。
具体的には、試験片から集束イオンビーム装置（ＦＩＢ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＦＢ２２００）を用いて膜厚１００ｎｍ断面薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）により断面方向から“表面層”における制限視野電子線回折図形を測定した。直径３００ｎｍの制限視野絞りにて“表面層”５視野を選択して制限視野電子線回折図形を５枚測定し、得られた５枚の回折図形を画像処理により加算して１枚の回折図形を合成した。
その結果を図３に示す。
具体的には、試験片から集束イオンビーム装置（ＦＩＢ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＦＢ２２００）を用いて膜厚１００ｎｍ断面薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）により断面方向から“表面層”における制限視野電子線回折図形を測定した。直径３００ｎｍの制限視野絞りにて“表面層”５視野を選択して制限視野電子線回折図形を５枚測定し、得られた５枚の回折図形を画像処理により加算して１枚の回折図形を合成した。
その結果を図３に示す。
図３に示す回折図形は“表面層”中のπ×１５０ｎｍ×１５０ｎｍ×１００ｎｍ×５（ｎｍ３）の体積から得られた回折図形となる。この合成された回折図形が“リング状の回折パターンを示す”か、あるいは“一方向に強度分布を持つ回折パターンを示す”か、によって、それぞれ、“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”、あるいは“ＳｉＣ結晶は特定の方向に配向している”、と判断することができる。本件では、回折図形の上方を０度として中心角４５度で８分割し（領域１〜領域８）、８分割した全ての領域に回折点が存在する場合に“ＳｉＣ結晶の配向がランダムである”と定義する。
図３に示すように、実施例１の表面層については、領域１から領域８までの全てにおいて回折点が多数確認された。
一方、図４に示すように、比較・参考のために表面層を形成しない試験片のＣＶＤ−ＳｉＣ層については、領域３、領域４、領域７、領域８についてのみ回折点が確認された。
この結果から、実施例１の表面層は、ＳｉＣ結晶粒子の配向（結晶方位）が特定の方向に偏っておらずランダムであると言える。
一方、比較・参考のための試験片（図４）は、ＳｉＣ結晶粒子の配向（結晶方位）が揃っていると言える。
一方、図４に示すように、比較・参考のために表面層を形成しない試験片のＣＶＤ−ＳｉＣ層については、領域３、領域４、領域７、領域８についてのみ回折点が確認された。
この結果から、実施例１の表面層は、ＳｉＣ結晶粒子の配向（結晶方位）が特定の方向に偏っておらずランダムであると言える。
一方、比較・参考のための試験片（図４）は、ＳｉＣ結晶粒子の配向（結晶方位）が揃っていると言える。
次に、実施例１の表面層を構成する結晶粒子のサイズを確認した。
表面層を構成するＳｉＣの平均結晶粒径は次の様に求める。
上記と同じ方法により制限視野電子線回折図形を測定した試料位置において、同様に透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）を用いて断面ＴＥＭ像を５視野撮影する（撮影倍率80,000倍、表示倍率500,000倍）。この際、微結晶の輪郭が明瞭になるように対物絞りを選択（４０μｍ）し、試料傾斜ホルダを用いて適切な電子線入射角度を調整する。各視野のＴＥＭ像中で最も輪郭が明瞭な結晶粒を３個ずつ選び、そのＴＥＭ像面内における各結晶粒に外接する円の直径を測長して結晶サイズとする。得られた合計１５個の結晶サイズから、最大値と最小値とを除いた１３個の結晶サイズについて、平均値を算出し、これを表面層の結晶サイズとする。
実施例１の５視野撮影した結果を図５（Ａ）、図６（Ａ）、図７（Ａ）、図８（Ａ）、図９（Ａ）に示す。
また、これらの５視野において輪郭が明確な結晶粒子を各３個ずつ選択し、合計１５個について結晶粒子のサイズを測定した結果を図５（Ｂ）、図６（Ｂ）、図７（Ｂ）、図８（Ｂ）、図９（Ｂ）に示す。
表面層を構成するＳｉＣの平均結晶粒径は次の様に求める。
上記と同じ方法により制限視野電子線回折図形を測定した試料位置において、同様に透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ，株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＦ−２０００）を用いて断面ＴＥＭ像を５視野撮影する（撮影倍率80,000倍、表示倍率500,000倍）。この際、微結晶の輪郭が明瞭になるように対物絞りを選択（４０μｍ）し、試料傾斜ホルダを用いて適切な電子線入射角度を調整する。各視野のＴＥＭ像中で最も輪郭が明瞭な結晶粒を３個ずつ選び、そのＴＥＭ像面内における各結晶粒に外接する円の直径を測長して結晶サイズとする。得られた合計１５個の結晶サイズから、最大値と最小値とを除いた１３個の結晶サイズについて、平均値を算出し、これを表面層の結晶サイズとする。
実施例１の５視野撮影した結果を図５（Ａ）、図６（Ａ）、図７（Ａ）、図８（Ａ）、図９（Ａ）に示す。
また、これらの５視野において輪郭が明確な結晶粒子を各３個ずつ選択し、合計１５個について結晶粒子のサイズを測定した結果を図５（Ｂ）、図６（Ｂ）、図７（Ｂ）、図８（Ｂ）、図９（Ｂ）に示す。
図５（Ｂ）における結晶粒子のサイズは６４ｎｍ、６８ｎｍ、５６ｎｍであった。
図６（Ｂ）における結晶粒子のサイズは８２ｎｍ（最大値）、３４ｎｍ、３４ｎｍであった。
図７（Ｂ）における結晶粒子のサイズは２８ｎｍ、３８ｎｍ、３８ｎｍであった。
図８（Ｂ）における結晶粒子のサイズは５４ｎｍ、１６ｎｍ、１２ｎｍ（最小値）であった。
図９（Ｂ）における結晶粒子のサイズは２０ｎｍ、１４ｎｍ、２４ｎｍであった。
これらの測定値のうち、最大値である８２ｎｍと最小値である１２ｎｍとを除いた１３個の結晶粒子のサイズは１４ｎｍ〜６８ｎｍの範囲であり、平均値は３７．５ｎｍとなった。
図６（Ｂ）における結晶粒子のサイズは８２ｎｍ（最大値）、３４ｎｍ、３４ｎｍであった。
図７（Ｂ）における結晶粒子のサイズは２８ｎｍ、３８ｎｍ、３８ｎｍであった。
図８（Ｂ）における結晶粒子のサイズは５４ｎｍ、１６ｎｍ、１２ｎｍ（最小値）であった。
図９（Ｂ）における結晶粒子のサイズは２０ｎｍ、１４ｎｍ、２４ｎｍであった。
これらの測定値のうち、最大値である８２ｎｍと最小値である１２ｎｍとを除いた１３個の結晶粒子のサイズは１４ｎｍ〜６８ｎｍの範囲であり、平均値は３７．５ｎｍとなった。
一方、図４に示すように、比較・参考のための試験片については、回折点が１０点程度確認できたが、回折点が領域３と領域７とに集中しており、その他の領域では確認できなかった。
従って、図４に示す比較・参考のための試験片については、結晶粒子が特定の方向に配向していることが確認できた。
従って、図４に示す比較・参考のための試験片については、結晶粒子が特定の方向に配向していることが確認できた。
本発明のセラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法は、前述した各実施形態に限定されるものでなく、適宜な変形，改良等が可能である。
本発明のセラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法は、例えば半導体製造工程に用いるセラミック構造体およびこのセラミック構造体の製造方法として用いることができる。
１０ セラミック構造体
２０ 本体
２１ 表面
３０ ＣＶＤ−ＳｉＣ層
３１ 表層
４０ ＳｉＣ表面層
Ｔ１ 層厚
２０ 本体
２１ 表面
３０ ＣＶＤ−ＳｉＣ層
３１ 表層
４０ ＳｉＣ表面層
Ｔ１ 層厚
Claims (10)
- ＳｉＣからなる本体と、
前記本体の表面に形成されたＣＶＤ−ＳｉＣ層と、
前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層に形成されたＳｉＣ表面層と、を備え、
前記ＳｉＣ表面層の硬度は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低いことを特徴とするセラミック構造体。 - 請求項１に記載のセラミック構造体であって、
前記ＳｉＣ表面層の弾性率は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の弾性率よりも低いことを特徴とするセラミック構造体。 - 請求項１または請求項２に記載のセラミック構造体であって、
前記ＳｉＣ表面層の層厚が０．２〜０．５μｍであることを特徴とするセラミック構造体。 - 請求項１ないし請求項３のうちのいずれか1項に記載のセラミック構造体であって、
前記ＳｉＣ表面層はＳｉＣの結晶方向がランダムであることを特徴とするセラミック構造体。 - 請求項１ないし請求項４のうちのいずれか1項に記載のセラミック構造体であって、
前記ＳｉＣ表面層の結晶粒径は前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の結晶粒径よりも小さいことを特徴とするセラミック構造体。 - 請求項１ないし請求項５のうちのいずれか1項に記載のセラミック構造体であって、
前記ＳｉＣ表面層の結晶粒径は０．０１〜０．１μｍであることを特徴とするセラミック構造体。 - ＳｉＣからなる本体の表面にＣＶＤ処理を施してＣＶＤ−ＳｉＣ層を形成した後、
前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面に水が存在する状態でレーザー照射を行うことにより、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層を加熱して昇華、その後冷却して再結晶させ、
次いで前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表層を固化させることによりＳｉＣ表面層を形成し、
前記ＳｉＣ表面層の硬度を前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の硬度よりも低くさせることを特徴とするセラミック構造体の製造方法。 - 前記表面層は、ＳｉＣ結晶がランダム配向となることを特徴とする請求項７に記載のセラミック構造体の製造方法。
- 前記レーザー照射に用いるレーザー光は、ＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）レーザーの第２高調波または第３高調波を用いることを特徴とする請求項７または請求項８に記載のセラミック構造体の製造方法。
- 前記レーザー照射は、前記ＣＶＤ−ＳｉＣ層の表面を少なくとも２５４５℃まで加熱することを特徴とする請求項７ないし請求項９のうちのいずれか１項に記載のセラミック構造体の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2015091865A JP2016204238A (ja) | 2015-04-28 | 2015-04-28 | セラミック構造体およびセラミック構造体の製造方法 |
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|---|---|
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Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62246889A (ja) * | 1986-04-21 | 1987-10-28 | 株式会社東芝 | 鏡面部品の製造方法 |
| JPH08290968A (ja) * | 1995-04-19 | 1996-11-05 | Nippon Steel Corp | 複合材 |
| JP2000073171A (ja) * | 1998-08-25 | 2000-03-07 | Toshiba Ceramics Co Ltd | 化学蒸着法多層ＳｉＣ膜の製造方法 |
-
2015
- 2015-04-28 JP JP2015091865A patent/JP2016204238A/ja active Pending
Patent Citations (3)
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|---|---|---|---|---|
| JPS62246889A (ja) * | 1986-04-21 | 1987-10-28 | 株式会社東芝 | 鏡面部品の製造方法 |
| JPH08290968A (ja) * | 1995-04-19 | 1996-11-05 | Nippon Steel Corp | 複合材 |
| JP2000073171A (ja) * | 1998-08-25 | 2000-03-07 | Toshiba Ceramics Co Ltd | 化学蒸着法多層ＳｉＣ膜の製造方法 |
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