JP5159310B2

JP5159310B2 - 耐食性部材、これを用いた処理装置

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Inventors: 正博中原; 哲治早崎; 善裕大川
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Description

本発明は、アルミナとイットリウム・アルミニウム・ガーネット（ＹＡＧ）とを含む焼結体からなる耐食性部材、これを用いた処理装置（たとえばエッチング装置、あるいはＣＶＤ装置などの成膜装置）および試料処理方法ならびに耐食性部材の製造方法に関するものである。より具体的には、本発明の耐食性部材は、半導体製造や液晶製造などに使用されるエッチング装置や成膜装置の構成部品、たとえば内壁材（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、クランプリング、静電チャック、クライオポンプやターボ分子ポンプの材料として使用されるものである。

近年、半導体・液晶製造の際のエッチング工程や成膜工程などにおいて、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。エッチング工程や成膜工程には、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。そのため、半導体・液晶製造の際などに用いられるエッチング装置や成膜装置などの処理装置では、腐食性ガスやそのプラズマに接触する耐腐食面を有する各部材について高い耐食性が要求されている。このような高い耐食性を要求される部材（耐食性部材）としては、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焼結体として、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、一般的に曲げ強度や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。そのため、耐食性のみならず機械的特性も要求される耐食性部材には適用が困難であった。そこで、ＹＡＧ焼結体よりも機械的特性が優れ、かつアルミナ焼結体よりも耐食性が優れたアルミナとＹＡＧを含む焼結体が耐食性部材として注目されてきている（たとえば特許文献１〜４参照）。

たとえば特許文献１には、セラミック複合材料として、多結晶α−Ａｌ_２Ｏ_３が海を、多結晶ＹＡＧが島を形成した均質な海島構造をするものが開示されている。このセラミック複合材料は、コロニーが存在せず、大気中１５００℃での３点曲げ強度が５００ＭＰａ以上とされている。このようなセラミック複合材料は、たとえば次のようにして形成することができる。まず、所望する比率のα−Ａｌ_２Ｏ_３粉末とＹ_２Ｏ_３粉末とを乾式混合法や湿式混合法で混合して混合粉末を調製する。次いで、この混合粉末を、たとえばアーク溶解炉などの公知の溶解炉を用いて、たとえば１８００〜２５００℃で加熱・溶解させる。引き続き、溶解物をそのままルツボに仕込み、溶解物を一方向に凝固させることにより、先のセラミック複合材料が得られる。

特許文献２には、耐プラズマ性アルミナ焼結体として、主成分であるＡｌ_２Ｏ_３の粒径が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個以上であるものが開示されている。この耐プラズマ性アルミナ焼結体は、Ａｌ_２Ｏ_３が１００重量部に対して、Ｙ化合物がＹ_２Ｏ_３換算で１〜１０重量部、Ｍｇ化合物がＭｇＯ換算で０．０１〜０．１重量部である原料を用いて、成形・焼成することにより形成される。この場合の焼成は、１６００℃までの昇温速度を１０〜１００℃／時間とし、１６００〜１８５０℃の温度にて、還元性雰囲気で行なわれる。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の酸化イットリウム前駆体が用いられ、Ｍｇ化合物としては、硫酸マグネシウム、硝酸マグネシウムが用いられる。これら化合物を用いることにより、アルミナ組成内へのＹやＭｇ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、焼結体の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いうものである。

特許文献３には、高強度アルミナ質焼結体として、アルミナを５０〜９７重量％、ＹＡＧを３〜５０重量％含有するとともに、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であり、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より小さいものが開示されている。この高強度アルミナ質焼結体は、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る。

特許文献４には、高強度・高硬度アルミナセラミックスとして、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結晶の平均結晶粒径が０．０５〜１．５μｍ、アルミナの平均結晶粒径が０．５〜５．０μｍで、ＹＡＧ結晶粒子が焼結体の粒界およびアルミナ粒子内の双方に分散しているものが開示されている。このアルミナセラミックスは、たとえば次のようにして形成することができる。まず、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る。次いで、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先のアルミナセラミックスが形成される。

特開平８−８１２５７号公報特開２００２−３７６６０号公報特開２００２−２５５６３４号公報特開平１１−３３５１５９号公報

特許文献１のセラミック複合材料は、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。そのため、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（長手方向で数十μｍ以上の長さ）となり、セラミックス全体にわたって偏析した結晶が形成されやすく、部位によってはＹＡＧの含有割合が異なることがある。その結果、先のセラミック複合材料は、ハロゲン元素が含まれた腐食性ガスに曝される耐食性部材として用いた場合には、部分的に耐食性にバラツキが生じやすいという問題があった。このようなセラミック複合材料は、Ｘ線回折チャートにおいて、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶ピークが（０１２）、（１１０）、（０２４）、（２１１）面に検出されており、焼結体中に含まれる多結晶α−Ａｌ_２Ｏ_３部分は従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３とは全く違った結晶構造からなっており、このような結晶構造が従来よりも耐食性に劣っている原因であると考えられる。

特許文献２の耐プラズマ性アルミナ焼結体は、アルミナ粉末と酸化イットリウム前駆体粉末（塩化イットリウム粉末、酢酸イットリウム粉末、硝酸イットリウム粉末）とを混合・焼成して作製されている。そのため、焼成過程では、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結晶が凝集しやすい。そのため、先の耐プラズマ性アルミナ焼結体では、機械的特性の低いＹＡＧ結晶同士のみが接して存在する割合が増加し、十分な機械的特性や耐食性が得られないという問題があった。

特許文献３の高強度アルミナ質焼結体は、アルミナとイットリアを予め合成したＹＡＧ粉末を用いて形成するために原料コストが増大する。この高強度アルミナ質焼結体はまた、焼結体表面のα−Ａｌ_２Ｏ_３部位が従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３と同様の（１０４）面に最大強度を示すピークを有しており、この焼結体の結晶構造は、（１１６）面および（１０４）面に帰属するピークをそれぞれＩ_１１６およびＩ_１０４としたとき、Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が０．８以下となるものである。そのため、高強度アルミナ質焼結体では、高強度、耐食性の要求を十分に満足できないという問題があった。

特許文献４の高強度・高硬度アルミナセラミックスは、これを形成するときの焼成中にまずＡｌ−Ｙ系水酸化物の大部分が、ＹＡＧ粒子、または全体がアルミナに包含された状態のＹＡＧ粒子となる。アルミナに包含されていないＹＡＧ粒子は、焼結により先に粒成長が進行し、その後、アルミナ粒子の粒成長と、全体がアルミナに包含されたＹＡＧ粒子の粒成長とが進行するものと考えられる。その結果、ＹＡＧ結晶は、異常粒成長・凝集して偏析したり、アルミナ結晶の粒内に包含されて存在したりしやすい。そのため、焼結体の表面におけるＡｌ_２Ｏ_３のＸ線回折におけるピーク強度は（１０４）面に表れ、また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％未満となりやすかった。また、アルミナ結晶の粒内にＹＡＧ結晶が存在する場合には、焼結体の熱伝導率が小さくなるために、熱衝撃などの熱応力が加わった際に亀裂や割れが発生し易いという問題がある。さらに、ＹＡＧ粒子が凝集により球形となりやすいため、腐食の進行により、アルミナセラミックスの表面から結晶粒子が脱落しやすく、同様に割れが生じやすいという問題があった。

特許文献１〜４の焼結体は、アルミナ結晶に比べて耐食性が高いＹＡＧ結晶が凝集しやすいことから、ハロゲン元素を含む腐食性ガスのプラズマ中での十分な耐食性、機械的特性を得ることができないという問題を有している。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を言う。

アルミナ結晶に比べて破壊靱性の小さいＹＡＧ結晶が凝集していると、焼結体に機械的応力が印加された際に、凝集したＹＡＧ結晶からマイクロクラックの進展が進みやすい。その結果、ＹＡＧ結晶が凝集した焼結体では、破壊靱性が小さくなって機械的特性が低下するという問題がある。

特に、特許文献１のセラミック複合材料は、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、アルミナ結晶が大きく腐食されるという問題があった。

特許文献３，４の焼結体は、何れも焼結体の表面におけるＡｌ_２Ｏ_３のＸ線回折におけるピーク強度は、（１０４）面に表れるとともに（１１６）面、（１０４）面に帰属するピークをそれぞれＩ_１１６、Ｉ_１０４としたとき、Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が０．８以下となっている。

本発明の第１の側面においては、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶およびＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）結晶を有する焼結体からなり、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０質量％以上９８質量％以下、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２質量％以上３０質量％以下含有しており、前記α−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径が１μｍ以上１０μｍ以下であり、前記ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径が前記α−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径の１０％以上８０％以下の大きさで、かつ０．５μｍ以上８μｍ以下であり、前記焼結体の表層部のＸ線回折におけ
るα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の（１１６）面および（１０４）面に帰属するピーク強度をそれぞれＩ_１１６およびＩ_１０４としたとき、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．２１以上１．９８以下である、耐食性部材が提供される。

本発明の第２の側面においては、処理容器内に載置した試料に対して、腐食性ガスや成膜ガスまたはそのプラズマにより試料にエッチングや成膜などの処理を施す際に用いられる部材の少なくとも一部が、上記構成の耐食性部材により形成されている、処理装置が提供される。

本発明の耐食性部材は、その表層部（少なくともハロゲン元素が含まれた腐食性ガスに曝される部分）のα−Ａｌ_２Ｏ_３のＸ線回折における（１１６）面に帰属するピーク強度が（１０４）面に帰属するピーク強度に対して１．２１以上１．９８以下とされている。すなわち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶は、従来のアルミナ焼結体のピーク強度である（１０４）面から、（１１６）面に多く結晶配向させられている。また、α−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径が１μｍ以上１０μｍ以下であり、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径がα−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径の１０％以上８０％以下の大きさで、かつ０．５μｍ以上８μｍ以下であることにより、機械的特性に優れる。これにより、本発明の耐食性部材は、優れた機械的特性および耐食性を兼ね備え、ハロゲン系腐食性ガスやそれらのプラズマに対して優れた耐食性を有し、長期間の使用に供することも可能である。

本発明の処理装置は、少なくとも一部に機械的特性および耐食性に優れる耐食性部材を用いていることから、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、長期間の使用に供することができ、機械的特性も優れるため、部品交換の頻度を少なくすることもできる。この処理装置を用いた試料処理方法は、腐食性ガスまたはそのプラズマにより試料にエッチングや成膜などの処理を施す際に上述の耐食性部材を用いることにより、耐食性が高いため、エッチングや成膜などの処理の際のパーティクルの発生を低減することができる。

本発明に係る耐食性部材の表層部におけるＸ線回折チャートである。本発明に係る耐食性部材の一例の断面ＳＥＭ写真のトレース図である。本発明に係る耐食性部材の一例の断面ＳＥＭ写真のトレース図である。本発明に係る耐食性部材において、楔形形状をしたＹＡＧ結晶の交差角の測定方法を示す概略図である。本発明に係る耐食性部材の一例の断面ＳＥＭ写真のトレース図である。本発明に係る処理装置の一例である誘導結合型プラズマエッチング装置の概略断面図である。

符号の説明

１耐食性部材
２ α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶
３ＹＡＧ結晶
４誘導結合型プラズマエッチング装置（処理装置）
４０下部チャンバ（処理容器の一部）
４１蓋（処理容器の一部）

以下、本発明を実施するための最良の形態について詳細に説明する。

本発明の耐食性部材は、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶およびＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）結晶を有する焼結体からなるものであり、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０質量％以上９８質量％以下、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２質量％以上３０質量％以下含有している。

前記焼結体におけるＡｌの含有量をＡｌ_２Ｏ_３換算で７０質量％以上９８質量％以下、Ｙの含有量をＹ_２Ｏ_３換算で２質量％以上３０質量％以下としたのは、焼結体におけるＡｌ_２Ｏ_３量の含有量が７０質量％以上（Ｙの含有量がＹ_２Ｏ_３換算で３０質量％以下）とすることにより、耐食性部材の機械的特性を確保するためである。すなわち、焼結体におけるＡｌの含有量がＡｌ_２Ｏ_３換算で７０質量％未満となると（Ｙの含有量がＹ_２Ｏ_３換算で３０質量％を超えると）、機械的特性に優れるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の含有量が少なくなり、焼結体の機械的特性が低下してしまう。その一方で、焼結体におけるＡｌの含有量がＡｌ_２Ｏ_３換算で９８質量％を越えると（Ｙの含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２質量％未満となると）、焼結体中のＹＡＧ結晶の含有量が少なくなり耐食性が低下する。

なお、本発明の耐食性部材には、Ｓｉ、Ｃａ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎａなどの不可避不純物が含まれている。これらの不可避不純物の耐食性部材における含有量は、Ａｌ_２Ｏ_３およびＹＡＧの合計質量に対し、５０００質量ｐｐｍ以下とするのが好ましい。不可避不純物の含有量を５０００質量ｐｐｍ以下とすることで、不純物による試料汚染の低減が要求される耐食性部材、たとえばシャワープレート、クランプリング、フォーカスリング等であっても、パーティクルの発生などの不可避不純物の悪影響を少なくすることができる。なお、不可避不純物は、蛍光Ｘ線分析法やICP（Inductively Coupled Plasma）発光分析法を用いて検出することができる。

本発明の耐食性部材は、表層部のα−Ａｌ_２Ｏ_３のＸ線回折における（１１６）面およ
び（１０４）面に帰属するピーク強度をそれぞれＩ_１１６およびＩ_１０４としたとき、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．２１以上１．９８以下とされている。すなわち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶は、従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３焼結体のピーク強度を示す（１０４）面から、（１１６）面に多く結晶配向させられている。このようなピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値を有する耐食性部材は、詳細については後述するが、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末として微細な粉末（たとえば平均粒径が０．１μｍ以上１．２μｍ以下の粉末）を用いるとともに、ＹＡＧ源としてイットリア粉末を用いて成形体を形成し、この成形体を焼成することにより形成することができる。

ここで、Ｘ線回折を行なう場合には、耐食性部材（焼結体）の表面を研磨して鏡面とする必要があるため、Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値は研磨表面のものとなる。そのため、耐食性部材（焼結体）の「表層部」という場合には、研磨表面となるべき部分が含まれる領域、たとえば耐食性部材（焼結体）の表面から少なくとも１０μｍまでの部分を含んでいる。ただし、「表層部」は、耐食性部材の任意の表面を含む部分を示しており、特に、ハロゲン元素が含まれた腐食性ガス、あるいは腐食性ガスのプラズマに曝される耐腐食面を含む部分であることが有効である。

α−Ａｌ_２Ｏ_３焼結体においては、Ｘ線回折による最大強度が得られるピーク（以下、「第１ピーク」という）は（１０４）面に検出される。その一方で、本発明では、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶からなる部位の（１０４）面への結晶配向性が（１１６）面へシフトされている。一般的に、結晶性の酸化物等はその結晶面が異なると固体の原子配列や原子間距離等が異なるため、物理的、化学的性質の相違が観測されることになるが、後述の実施例から明らかなように、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶およびＹＡＧ結晶を主結晶とする焼結体では、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．２１未満であると、従来と同様な機械的特性しか得られない。その一方で、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．９８を超える場合には（１１６）面への結晶配向性が高くなりすぎ、機械的特性がかえって低下するため好ましくない。したがって、本発明の耐食性部材は、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値を１．２１以上１．９８以下とすることにより、従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶およびＹＡＧ結晶を主結晶とする焼結体に比べて、機械的特性がより向上させられている。これは、本発明の耐食性部材におけるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶から構成される部位に、従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶とは異なる結晶配向性を持たせることで、高い機械的特性の得られる原子配列や原子間距離等が得られる結晶性酸化物とできるものと考えられる。

ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値を１．２１以上とすることにより、機械的特性を向上させることができるばかりか、より緻密な焼結体とすることが可能となり、耐食性も向上させることができる。

ここで、図１に本発明の耐食性部材のＸ線回折チャートの一例を示す。図示したＸ線回折チャートは、Ｘ線回折装置（照射エリア２ｃｍ×２ｃｍ）を用いて部材表面の任意の１箇所を測定し、その結果をチャートとして出力することによって得られたものである。Ｘ線回折チャートにおいては、縦軸にピーク強度、横軸に回折角度（２θ）を示しており、それぞれのピーク先端部には○または□の記号を記載してある。ピーク先端部に○印があるのがα−Ａｌ_２Ｏ_３、□印があるのがＹＡＧのピークである。また、α−Ａｌ_２Ｏ_３の主要ピークである（１０４）、（１１３）、（１１６）、（２１４）、（３００）面に帰属するピークについてはそれぞれ矢印で示してある。

JCPDS(Joint
Committee of Powder Diffraction Standards)カードに記載されているように、α−Ａｌ_２Ｏ_３焼結体(Corundum)のＸ線回折チャートでは、（１０４）面に第１ピークが存在し、その他のピークはその８９％以下のピーク強度である（（１０４）面を１００％とすると、（１１６）面の第２ピークは８９％である）。

これに対して、図１からわかるように、本発明の耐食性部材におけるα−Ａｌ_２Ｏ_３は（１１６）面を第１ピークとしており、従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３焼結体やα−Ａｌ_２Ｏ_３−ＹＡＧ焼結体のように（１０４）面に第１ピークを有する焼結体とは異なるものである。
これは、本発明の耐食性部材は、成形体を形成するための材料として、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末として微細な粉末（たとえば平均粒径が０．１μｍ以上１．２μｍ以下の粉末）を用いるとともに、ＹＡＧ源としてＹ_２Ｏ_３粉末を用いているためであると考えられる。
すなわち、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末として従来よりも微粒なものを用いることにより、従来とはα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の形状が異なり、また、ＹＡＧ源として従来のようにＹ_２Ｏ_３前駆体を用いたため、それらの影響でＹＡＧ結晶がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶に適切に隣接した状態で存在し、（１１６）面に第１ピークが存在するものとなっていると推察される。

図１には、Ｘ線回折装置によって、Ｘ線照射エリア２ｃｍ×２ｃｍとして１箇所の測定を行なった場合のＸ線回折チャートを示したが、ピーク強度は２〜１０箇所測定し、その平均値をとって確認してもよく、スポット径も１０μｍ以上であればよい。また、本発明に係る耐食性部材であるかの判断は、Ｘ線回折チャートに表された各ピークをJCPDSカードに基づき物質毎に分類し、各ピーク強度とその関係を把握することにより確認することが可能である。なお、JCPDSカードの「No．」は、たとえばα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶のＸ線回折パターンについてはNo．46〜1212、ＹＡＧ結晶についてはNo．33〜40を参照することができる。

図２および図３には、本発明の耐食性部材の一例の断面ＳＥＭ写真のトレース図を示した。ＳＥＭ写真は倍率が２０００倍であり、図中の符号１は耐食性部材、符号２はα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶、符号３はＹＡＧ結晶を示している。また、図２はピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が０．９４の場合に相当し、図３はピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．９８の場合に相当している。なお、図２、図３におけるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶は結晶の形状を示す線を省略している。

図２および図３から分かるように、ＹＡＧ結晶３は、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶中に適切に分散しており、ＹＡＧ結晶３の分散性についてはどちらも良好である。

図２の場合（ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が０．９４）ではＹＡＧ結晶３の１つ１つの面積が比較的に大きく、図３の場合（ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．９８）ではＹＡＧ結晶３の１つ１つの面積が比較的小さくなっている。ここで、ＹＡＧ結晶３は、焼結時にα−Ａｌ_２Ｏ_３とＹ_２Ｏ_３の反応によって形成されるものであるが、用いるα−Ａｌ_２Ｏ_３原料が微粒であるほど小さくなると考えられる。そのため、図３の場合（ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．９８）の方がα−Ａｌ_２Ｏ_３原料の微粒化の影響が顕著に反映され、（１１６）面により多く結晶配向した結晶構造をとなり、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が大きく、高い機械的特性を有する構造になっているといえる。

本発明の耐食性部材１は、Ｘ線回折におけるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の（２１４）面および（３００）面に帰属するピーク強度をそれぞれＩ_２１４およびＩ_３００としたとき、ピーク強度比Ｉ_３００／Ｉ_２１４の値を１．１以上２．０以下とすることが好ましい。ピーク強度Ｉ_２１４，Ｉ_３００については、α−Ａｌ_２Ｏ_３焼結体ではピーク強度Ｉ_２１４のほうがピーク強度Ｉ_３００よりも高くなる。これに対して、本発明の耐食性部材１では、図１から分かるように、ピーク強度Ｉ_３００のほうが、ピーク強度Ｉ_２１４よりも高くなる結晶配向性を持った結晶構造となり、さらに高い機械的特性を有することとなる。

本発明に係る耐食性部材１は、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径の１０％以上８０％以下である。これにより、耐食性部材１においてＹＡＧ結晶が適切に分散されたものとなるため、高い耐食性および機械的特性を確保することが可能となる。ここで、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径の１０％より小さいと、ＹＡＧ結晶の分散性が悪くなり耐食性が低下する。その一方で、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径の８０％より大きいと、ＹＡＧ結晶が大きく、破壊応力が加わった際に、強度の高いα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶によりクラックの進展が抑制されにくく、機械的特性のうち特に破壊靭性値の低下が生じる。

本発明に係る耐食性部材１は、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径が１μｍ以上１０μｍ以下、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径が０．５μｍ以上８μｍ以下である。これにより、耐食性部材１は、高い耐食性および機械的特性を有するものとすることが可能となる。ここで、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径が１μｍ未満であると、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶からなる部位のみの破壊靭性値が著しく低くなり、使用中にカケが発生し易くなる。その一方で、平均結晶粒径が１０μｍを超える場合には、曲げ強度等の機械的特性の低下が著しくなる。これに対して、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径が０．５μｍ未満の場合には、腐食性ガスにより腐食を受けたときに、耐食性の劣るα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶が先に腐食されると、ＹＡＧ結晶が脱粒し易くなり、パーティクルとなって発生する恐れがある。その一方で、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径が８μｍより大きな場合には、耐食性部材に破壊応力が加わった場合に、強度の劣るＹＡＧ結晶が大きくなるため、クラックが進展し易く耐食性部材の破壊靭性が低下する。

このように、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径を１μｍ以上１０μｍ以下、ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径をα−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径の１０％以上８０％以下、かつ０
．５μｍ以上８μｍ以下とすることにより、耐食性部材１をより微細で緻密な組織構造を有するものとし、さらに耐食性および機械的特性を向上させることができる。

本発明の耐食性部材１は、粒界にＡｌ元素、Ｙ元素、Ｍｇ元素、およびＯ元素を含有していてもよい。粒界面におけるＹ元素の質量割合は、Ａｌ元素、Ｙ元素、Ｍｇ元素、およびＯ元素合計質量に対して、０．１質量％以上３０質量％以下とするのが好ましい。

耐食性部材は、例えば半導体装置製造用あるいは液晶パネル製造用の処理装置の構成部材として用いた場合には、洗浄やプラズマ源として使用される種々の腐食性溶液またはガスに曝されることにより粒界から腐食される。そのため、粒界を構成するＡｌ元素、Ｙ元素、Ｍｇ元素、Ｏ元素中、腐食性溶液またはガスに対して最も高い耐食性を有するＹ元素を含んでいるのが好ましく、Ｙ元素からなる化合物の割合が多いほど粒界は腐食されにくくなる。その一方、Ｙ元素を含む化合物の割合が３０質量％を超えると、粒界の耐食性は向上するものの、その強度が低下して耐食性部材の機械的特性、特に破壊靭性の低下を招く。そのため、粒界面におけるＹ元素の割合は、０．１質量％以上３０質量％以下とするのが好ましい。

焼結体の粒界におけるＹ元素の割合は、焼結体の断面の粒界、特にα−Ａｌ_２Ｏ_３粒子同士の粒界の元素カウント数を、エネルギー分散型分光分析装置を用いて算出し、算出された元素カウント数と、それぞれの元素の分子量から粒界部分の割合として算出することができる。この場合におけるＹ元素の割合の算出は、耐食性部材１における３箇所以上にわたって実施し、それらの平均値を算出することによって行なうのが好ましい。また、エネルギー分散型分光分析装置による測定は、たとえば透過電子顕微鏡（以下「ＴＥＭ」という）により測定箇所を高倍率で確認した後、電子線照射スポット径をφ０．５〜５ｎｍとし、測定時間３０〜７５ｓｅｃ、測定エネルギー幅０．１〜５０ｋｅＶの条件にて測定を実施される。さらに、定量計算方法としては、たとえば薄膜近似法を用いられる。

Ａｌ元素、Ｙ元素、Ｍｇ元素、およびＯ元素は、粒界において化合物として存在し、それらの化合物としてはＹＡｌＯ_３（ＹＡＰ）、Ｙ_４Ａｌ_２Ｏ_９（ＹＡＭ）、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４等である。Ａｌ元素、Ｙ元素、Ｍｇ元素、およびＯ元素は、これらの元素が反応することによって生成される他の化合物として粒界に存在していてもよい。また、粒界において、Ｍｇ元素をＭｇＡｌ_２Ｏ_４として存在させれば、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４結晶によって粒界からの亀裂の進展を防止することができる。これにより、耐食性部材１における粒界破壊を抑制でき、機械的特性を向上させることが可能となる。

耐食性部材１におけるＭｇの含有量は、ＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％とするのが好ましい。これにより、耐食性部材１は、高強度かつ緻密質でクラックがなく、適正に制御された破壊靱性を備えたものとすることができる。ここで、Ｍｇの含有量が０．０５質量％未満では、α−Ａｌ_２Ｏ_３やＹＡＧの各粒子が焼成条件によっては異常粒成長し、気孔が増加したりあるいはクラックが発生したりするため好ましくない。その一方で、Ｍｇの含有量が、ＭｇＯ換算で１質量％を超えると、Ａｌ_２Ｏ_３との反応によりＭｇＡｌ_２Ｏ_４結晶が多く形成され、強度、破壊靱性が低下する場合もあるため好ましくない。

本発明の耐食性部材１は、少なくとも耐食性部材１の表面に存在するα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶に接するＹＡＧ結晶が楔形形状であることが好ましい。これにより、ハロゲン系腐食性ガスに曝されたとしても、ＹＡＧ結晶が球形あるいは球形に類似した形状に比べ、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶に対するＹＡＧ結晶がアンカーとして機能するため、ＹＡＧ結晶が脱落しにくくなり、より耐食性に優れた耐食性部材とすることができる。

ここで、楔形形状の結晶とは、部材の表面を走査型電子顕微鏡（以下「ＳＥＭ」という）で観察した場合、図４に示されるようにＹＡＧ結晶３の輪郭線によって形成される交差角θｎ（ｎ＝１，２，…）が９０°未満の角度を少なくとも１個以上有する結晶をいう。特に、交差角θｎを６０°以下とすることでさらに脱粒しにくくすることができ、好適な耐食性部材１とすることができる。

なお、楔形形状の結晶は、最小となる交差角θｎがハロゲン元素を含んだ腐食性ガス又はそのプラズマに曝される面に対し、垂直方向に位置することが最も高いアンカー効果が得られるため好ましい。

上記楔形形状のＹＡＧ結晶の平均結晶粒径の測定は、たとえば倍率２０〜３０００倍のＳＥＭ写真を用いたコード法により測定するか、あるいはＳＥＭで得られた倍率２０〜３０００倍の観察画像を数値解析することで求めることができる。コード法を用いる場合、具体的には試料数が１０以上、好ましくは２０以上となるように数枚のＳＥＭ写真より一定長さの直線上にある結晶粒界の個数から粒径を測定し、その平均値を算出する。

本発明の耐食性部材１は、少なくとも表面におけるＹＡＧ結晶の占有面積率が２％以上であることが好ましい。これにより、耐食性部材１の表面において、ＹＡＧ結晶が凝集無く均一に分散されているため、長期間にわたって耐食性を維持することができる。ＹＡＧ結晶の占有面積率は、５０％以下とすることがより好適であり、その場合には機械的特性の低下を抑制することができる。

表面におけるＹＡＧ結晶の占有面積率は、倍率２０〜５０００倍のＳＥＭ写真から求めることができる。

本発明の耐食性部材１は、表面における１０μｍ×１０μｍ領域中に存在する粒界三重点（３つの粒界が結合する領域）に最大径が１０μｍを超える気孔を２個以下とすることが好ましい。１０μｍ×１０μｍ領域中に存在する粒界三重点に存在する気孔は、最大径が５μｍを超えるものが１個以下とすることがより好ましい。ここで、粒界三重点に含まれる最大径が１０μｍを超える気孔の個数は、耐食性部材１の耐食性に影響するものであり、最大径が５μｍを超える気孔であっても、場合によっては耐食性部材１の耐食性に影響を与える。すなわち、耐食性部材１は、腐食性溶液またはガスに曝されることにより粒界から腐食されるのは上述した通りであり、粒界三重点において大きな気孔が多数存在すれば、耐食性部材１は腐食しやすくなる。その一方で、粒界三重点は表面全体にわたって略均一に分布するため、任意の１０μｍ×１０μｍ領域を観察することで面全体を把握することができる。そのため、任意の１０μｍ×１０μｍ領域に存在する粒界三重点での気孔を、最大径が１０μｍを超える大きな気孔を２個以下と少数にすることにより、好ましくは最大径が５μｍを超えるものが１個以下とすることにより、粒界からの腐食を抑制し、耐食性部材１の耐食性を向上させることができる。その結果、耐食性部材１は、要求される耐食性が一段と厳しい用途、例えばシャワープレート、クランプリング、フォーカスリングなどの構成部材としても、好適に使用することができる。

本発明の耐食性部材１はさらに、少なくとも表面における２０μｍ×２０μｍ領域中のＹＡＧ結晶の粒子数が８０個以下であることが好ましい。これにより、耐食性部材１は、腐食性ガスに対する耐食性を維持しつつ、高強度、高硬度を兼ね備えたものとされる。耐食性維持の点からは、ＹＡＧ結晶の粒子数の下限を１２個とするのが好ましく、高強度、高硬度確保の点からは、ＹＡＧ結晶の粒子数の上限を３６個とするのがより好ましい。

ＹＡＧ結晶の粒子数は、倍率２０〜５０００倍のＳＥＭ写真、あるいはＳＥＭで得られた倍率２０〜５０００倍の観察画像を数値解析することで求めることができる。

図５は、本発明の耐食性部材１の一例の断面ＳＥＭ写真のトレース図を示し、焼結体断面を加工して平滑面とし、この表面を拡大した際のα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２とＹＡＧ結晶３の配置を示す模式図である。図５から分かるように、耐食性部材１は、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２およびＹＡＧ結晶３を主結晶としている。

本発明の耐食性部材１は、表面におけるＹＡＧ結晶３の数の７０％以上のものがα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶に接していることが好ましい。これにより、ＹＡＧ結晶３の凝集や偏析が抑制されたものとなっている。その結果、耐食性部材１において、ＹＡＧ結晶３が分散性よく高密度化された状態となっており、腐食性雰囲気に対する耐食性が、α−Ａｌ_２Ｏ_３焼結体よりも優れたものとなる。

耐食性部材１が腐食性ガス等に長時間曝された場合、耐食性の悪いα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２がＹＡＧ結晶３よりも多く腐食によりエッチングされてＹＡＧ結晶３が耐食性部材１表面から突出した表面状態となり得る。この状態からさらに、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２が腐食されて、耐食性部材１表面にあるＹＡＧ結晶３全体が露出すると、ＹＡＧ結晶３が大きなパーティクルとなって系外へ放出される可能性がある。その一方で、ＹＡＧ結晶３がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の数の７０％以上に接していると、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２がＹＡＧ結晶３よりも多く腐食されてＹＡＧ結晶３が僅かに突出した場合、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の周囲の少なくとも一部が、突出したＹＡＧ結晶３によって城壁のような形で囲まれたα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の割合が増加する。そのため、腐食性ガス等がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２表面を流れる速度が低減してα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の腐食が抑制される。その結果、ＹＡＧ結晶３全体が露出されにくくなり、ＹＡＧ結晶３が大きなパーティクルとなって系外へ放出されることを抑制することができる。

ＹＡＧ結晶３の凝集や偏析が抑制される結果、本発明の耐食性部材１は、従来のα−Ａｌ_２Ｏ_３−ＹＡＧ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１とすることができる。すなわち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２とＹＡＧ結晶３の境界付近において、ＹＡＧ結晶３に接しているα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶３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。そのため、ＹＡＧ結晶３とα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の境界付近の結晶格子の不整合により発生するα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の内部応力を小さくすることができる。このように内部応力が小さいと、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の格子欠陥が少なくなるため、機械的特性に優れ、パーティクルの発生を抑制できるものと考えられる。

α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２はＹＡＧ結晶３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３の端部、特にα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２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α−Ａｌ_２Ｏ_３−ＹＡＧ系焼結体に亀裂や割れが生じる。本発明の耐食性部材１は、上述のようにα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２とＹＡＧ結晶３の境界付近において、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶５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っている。そのため、耐食性部材１に機械的応力がかかったとしても、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３の端部からマイクロクラックが発生、進展しにくいため、耐食性部材１は機械的特性に優れていると考えられる。

一方、焼結体をハロゲン元素が含まれた腐食性ガスまたは腐食種（腐食性ガスのプラズマ、高温高圧の水蒸気、金属ナトリウムなど）を含む腐食性雰囲気中に暴露した場合、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の結晶格子にＡｌ、Ｏ（酸素）の欠損や配列の乱れ、ＹＡＧ結晶３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。そのため、腐食種は、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α−Ａｌ_２Ｏ_３−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α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の内部応力が小さいと、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１とすることができる。特に、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２はＹＡＧ結晶３に比べてエッチングされやすいので、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２のエッチングを抑制した本発明の耐食性部材１は、パーティクルの発生を少なくすることができる。

ＹＡＧ結晶３のうちα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３の割合は、ＹおよびＡｌの含有量、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の耐食性部材１中での分散状態、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２およびＹＡＧ結晶３の結晶粒径分布によって変化する。ＹのうちＹＡＧの生成に寄与する割合を実質的に１００％とし、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２およびＹＡＧ結晶３の結晶粒径分布をさらに制御し、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２を耐食性部材１中に特に良好に分散させることにより、ＹＡＧ結晶３の数のうち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３の数の割合を７０％以上に制御することができる。また、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、アルミナ粒子の細孔にＹ化合物が浸透した複合粒子を含む原料を作製し、該原料を成形、焼成して耐食性部材１を作製する場合であっても、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３の数の割合を７０％以上に制御することができる。

耐食性部材１の耐食性および機械的特性をさらに向上させるためには、ＹＡＧ結晶３の数の８５％以上がα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接することがさらに好ましく、９５％以上が特に好ましい。

本発明の耐食性部材１に含まれるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２およびＹＡＧ結晶３の結晶構造の同定は、ＳＥＭ、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１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。ＹＡＧ結晶３のうち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３の数の割合は次のように測定する。

本発明の耐食性部材１に含まれるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３は、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２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３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１の焼肌面または断面を観察し、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２の周りを２次元的に接するＹＡＧ結晶３の割合を求め、この割合を本発明の耐食性部材１に含まれるＹＡＧ結晶３のうちα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３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。

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、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２とＹＡＧ結晶３に大別できる。すなわち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２はＹＡＧ結晶３に比べて濃い色をしており、ＹＡＧ結晶３はα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２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、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２とＹＡＧ結晶３を識別することができる。

α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２とＹＡＧ結晶３を識別した後、ＹＡＧ結晶３のうちα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶２に接しているＹＡＧ結晶３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、上記割合の計算の対象外とする。

本発明の耐食性部材１は、表面に存在する開気孔率を２％以下とすることが好ましい。これにより、開気孔のエッジ周辺がハロゲン系腐食性ガスやそのプラズマによって腐食されるのを適切に抑制できるため、ハロゲン系腐食性ガスやそのプラズマの種類の如何に係わらず、耐食性部材１の表面における耐食性を上げることができる。耐食性部材１の占有面積率は、倍率２０〜５０００倍のＳＥＭ写真あるいは画像解析装置（ルーゼックス）等を用いた画像解析から求めることができる。

次に、本発明に係る耐食性部材の製造方法について説明する。ただし、本発明に係る耐食性部材は、いくつかの方法により製造することができる。以下においては、その代表的な例について説明する。

まず、出発原料としてα−Ａｌ_２Ｏ_３粉末およびＹ_２Ｏ_３粉末、必要に応じて焼結助剤等の助剤成分を用意する。

α−Ａｌ_２Ｏ_３の1次原料としては、純度９５％以上を有するとともに、ＢＥＴ法によ
り算出したＢＥＴ比表面積が１〜９ｍ^２／ｇのものを用いることが好ましい。また、α−Ａｌ_２Ｏ_３の１次原料は、粒径が０．１μｍ以上１．２μｍ以下とされる。α−Ａｌ_２Ｏ_３の1次原料の粒径が０．１μｍ未満となると、Ｙ_２Ｏ_３粉末と混合した際にＹ_２Ｏ_３粉
末の分散性が悪く、焼結体中のＹＡＧ結晶粒子の分散性も悪くなり焼結体の機械的特性が低下し、またα−Ａｌ_２Ｏ_３粉末を微細化する必要があるために製造コストが高くなる。その一方で、α−Ａｌ_２Ｏ_３の1次原料の粒径が１．２μｍを越えると、α−Ａｌ_２Ｏ_３
の微粒化による耐食性部材のα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶からなる部位のＸ線回折における（１１６）面への結晶配向性が得られなくなり、（１１６）面と（１０４）面とのピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．２１以上１．９８以下の範囲内とできず、良好な機械的特性を維持することが困難となる。したがって、α−Ａｌ_２Ｏ_３の1次原料として粒径が上
記した範囲のものを用いることにより、耐食性部材の表層部におけるピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値を１．２１以上１．９８以下の範囲とすることができる。

一方、Ｙ_２Ｏ_３粉末としては、純度が９５％以上、より好ましくは９９．５％以上を有するとともに、1次原料の粒径が５μｍ以下、ＢＥＴ比表面積が２〜９ｍ^２／ｇのものを用いることが好ましい。粒径が５μｍを超えると、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末と混合した際に分散性が悪くなるため、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末と同等レベルの平均結晶粒径とすることがより好ましい。

また、耐食性部材における不可避不純物の含有量を５０００質量ｐｐｍ以下とする場合には、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末とＹ_２Ｏ_３粉末を合わせた粉末の純度が９９．５％以上になるように、たとえばα−Ａｌ_２Ｏ_３粉末およびＹ_２Ｏ_３粉末ともに、純度が９９．７５％以上のものを使用すればよい。

耐食性部材中のＹＡＧ結晶の粒子を楔形形状とする場合には、Ｙ_２Ｏ_３粉末として、ＢＥＴ比表面積２〜９ｍ^２／ｇ、アスペクト比１．１以上の楕円球体であるものを用いればよい。後の焼結過程において、楕円球体のＹ_２Ｏ_３粉末は楔形形状のＹＡＧ粒子となり、耐食性部材から脱落することを抑制することができる。ただし、Ｙ_２Ｏ_３粉末のアスペクト比が３．０を超えると、ＹＡＧ結晶が楔形とはなるがＹＡＧ結晶が極端に細長くなり、この細長いＹＡＧ結晶の長径と平行方向に焼結体が加工された場合に、ＹＡＧ結晶が脱落し易くなるために好ましくない。したがって、耐食性部材中のＹＡＧ結晶の粒子を楔形形状とする場合のＹ_２Ｏ_３粉末として、アスペクト比が１．１以上３．０以下のものを使用するのが好ましい。

次いで、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を７０質量％以上９８質量％以下、Ｙ_２Ｏ_３粉末を２質量％以上３０質量％以下の範囲で混合し、さらに有機バインダーを添加混合し、必要に応じて水などの溶媒を添加して混合する。

有機バインダーとしては、ワックスエマルジョン（ワックス＋乳化剤）、ＰＶＡ（ポリビニルアルコール）、ＰＥＧ（ポリエチレングリコール）等の所望のものを使用すればよい。

ここで、耐食性部材が粒界においてＭｇ化合物を含んだものとする場合には、ＭｇＯ成分を添加すればよい。ＭｇＯ成分の添加量は、耐食性部材において、ＭｇをＭｇＯ換算で０．０５〜１質量％含有させる場合には、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末およびＹ_２Ｏ_３粉末の混合粉末重量に対して、０．０５〜１質量％とされる。ただし、粒界に存在するＭｇ化合物をＭｇＡｌ_２Ｏ_４とする場合には、焼結助剤としてのＭｇＯ成分を、０．１〜１質量％の範囲の割合で添加するのが好ましい。

ＭｇＯ成分としては、水酸化マグネシウム、酸化マグネシウム、炭酸マグネシウム、マグネシウム塩化物等を用いることが可能であるが、製造コストを考慮すると水酸化マグネシウムを用いるのが好ましい。

次いで、先の混合物を、たとえばボールミル、振動ミル、あるいはビーズミルを用いて１０〜５０時間粉砕してスラリーを作製し、このスラリーをスプレードライヤー等で噴霧乾燥させて造粒粉を作製する。

ここで、耐食性部材の表面に存在する開気孔の占有面積率を２％以下にするには、粉砕後の粉砕粒度を０．５〜１．７μｍにする。粉砕粒度については、レーザー散乱回折法により、たとえばマイクロトラック粒度分布測定装置を用いて測定することができる。

次いで、成形型内に造粒粉を充填し、プレス成形により所定形状に成形して成形体を形成する。プレス成形としては、一軸加圧成形法、あるいはラバープレス成形等の等方加圧成形法を採用することができる。

なお、成形体の形成は、スラリーをドクターブレード法等のテープ成形法、あるいは鋳込成形法を用いて所定形状に成形することにより行なうことも可能である。

得られた成形体は、必要に応じて３００〜６００℃で脱脂された後、たとえば大気雰囲気中において焼成される。

成形体の焼成は、たとえば昇温速度を１０℃／ｈｒ以上５０℃／ｈｒ以下、キープ温度を１５００℃以上１７００℃以下、キープ温度から１０００℃までの降温速度を１００℃／ｈｒ以下として行なわれる。

キープ温度を１５００℃以上１７００℃以下とするのは、緻密質であって、強度、硬度、破壊靱性値等の機械的特性の優れた耐食性部材を得るためである。すなわち、焼成温度が１５００℃未満であると、焼結が十分に進まず、緻密化することができない。その一方で、焼成温度が１７００℃を超えると、α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子やＹＡＧ粒子が異常粒成長を起こし、焼結体の強度、硬度、破壊靱性値等の機械的特性が低下してしまう。さらに好ましくは、焼成温度は、１６３０℃以上１６８０℃以下とする。

昇温速度を１０℃／ｈｒ以上５０℃／ｈｒ以下とするのは、昇温速度が１０℃／ｈｒ未満であると、焼結に要する時間が長く製造コストが高くなり、また結晶成長が進み過ぎる一方で、昇温速度が５０℃／ｈｒを超えると、焼結時に温度ムラによるクラックが発生しやすく、結晶成長が追いつかないからである。このような昇温速度で焼成を行なった場合、Ｙ_２Ｏ_３粉末は、化学反応式「３Ｙ_２Ｏ_３＋５Ａｌ_２Ｏ_３→２Ｙ_３Ａｌ_５Ｏ_１２」に基づいて、ＹＡＧ結晶として生成される。そして、上述のように、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末およびＹ_２Ｏ_３粉末の粒径を適切に調整することにより、耐腐食面のＸ線回折におけるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶のＩ_１１６／Ｉ_１０４の値を１．２１以上１．９８以下の範囲内とすることができる。

キープ温度から１０００℃までの降温速度を１００℃／ｈｒ以下とするのは、粒界のＡｌ、Ｙ、Ｍｇ、Ｏ元素成分からなる化合物を結晶化させ、腐食性ガスやそれらのプラズマに対する耐食性をより向上させるためである。

また、焼成時においては、焼成炉内の圧力を大気圧より高く設定してもよい。そうすれば、Ｙ元素成分が、比較的融点が低く高温において粘性の低いＡｌ成分らとともに粒界に集まり結晶化し、主にＡｌ元素、Ｙ元素、Ｍｇ元素、Ｏ元素からなる化合物から構成された粒界を形成することとなるためにより好適である。この場合の焼成炉内の圧力は、１．２気圧以上であれば良い。ただし、あまりにも高圧力では製造コストアップしてしまうため、たとえば炉内の雰囲気調整に用いるガス圧力を若干高くする程度の圧力調整で良い。

次に、本発明に係る耐食性部材の他の製造方法について説明する。

以下に説明する方法は、多孔質α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子の細孔にＹ^３＋イオンを含む溶液を浸透、熱処理して原料粉体を作製し、原料粉体を成形、焼成するものである。

多孔質α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子は、前駆体としてＡｌ（ＯＨ）_３球状粒子を空気中で熱処理した後に粉砕することにより得ることができる。

Ａｌ（ＯＨ）_３球状粒子は、たとえば次のような方法により作製することができる（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α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子前駆体であるＡｌ（ＯＨ）_３球状粒子を合成する方法）。

まず、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。この反応式は下記化学式（１）、（２）で表される。

次に、得られた多孔質α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子をＹ^３＋イオンを含む溶液（たと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す。これにより、多孔質α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子の細孔内にＹ^３＋イオンを含む溶液が浸透し、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される。

次に、複合スラリーを凍結乾燥し、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させ、硝酸イットリウムが細孔内に充填された多孔質α−Ａｌ_２Ｏ_３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、たとえば空気中２５０〜１２００℃で仮焼して、細孔内の硝酸イットリウムを酸化イットリウム（Ｙ_２Ｏ_３）へ変換し、細孔内にＹ_２Ｏ_３が形成された多孔質α−Ａｌ_２Ｏ_３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Ｙ_２Ｏ_３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Ｙ_２Ｏ_３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α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子の細孔内に入り込んでいないＹ_２Ｏ_３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α−Ａｌ_２Ｏ_３の細孔内にＹ_２Ｏ_３が形成された粒子と、Ｙ_２Ｏ_３粒子との混合物となる。

次に、原料粉体を粉砕し、必要に応じて有機バインダーを添加して混合する。また、得られる耐食性部材の組成を目的とするものとするために、Ｙ_２Ｏ_３粉末またはα−Ａｌ_２Ｏ_３粉末を原料粉体に微量混合、粉砕して混合粉体としてしてから、必要に応じて有機バインダーと混合してもよい。

その後は、先に説明した場合と同様に、原料粉体あるいは混合粉体を用いて成形体を形成した後に成形体の焼成を行なうことにより本発明の耐食性部材を得ることができる。

ここで、成形体の焼成中に、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、α−Ａｌ_２Ｏ_３粒子は微細なＹＡＧ結晶に接して焼結・粒成長した結晶となり、その結果、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶とＹＡＧ結晶の境界付近では、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、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶とＹＡＧ結晶の境界付近において、ＹＡＧ結晶に接しているα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶に含まれるＡｌ原子およびＯ（酸素）原子がＹＡＧ結晶に含まれる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。すなわち、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶に接しているＹＡＧ結晶の数の割合を７０％以上とすることができる。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、上記境界付近に作用するα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の内部応力が小さい焼結体が得られる。したがって、ＹＡＧ結晶が接したα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の耐食性が向上し、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を製造することができる。

次に、本発明に係る処理装置の一例である誘導結合型プラズマエッチング装置について、図６の概略断面図を参照しつつ説明する。

図６に示した誘導結合型プラズマエッチング装置４は、下部チャンバ４０および蓋４１を有している。これらの下部チャンバ４０および蓋４１は、処理容器を構成するものである。

下部チャンバ４０の内部には、支持テーブル４２および静電チャック４３が配置されている。支持テーブル４２は、ＲＦ電源（図示略）に接続されており、その上に静電チャック４３が設けられている。静電チャック４３は、エッチング対象となる半導体ウェハ４４を静電気力により吸着保持させるものであり、電極（図示略）を有している。静電チャック４３の電極には直流電源（図示略）が接続されている。

下部チャンバ４０には、真空ポンプ４５が接続されており、下部チャンバ４０内を真空排気可能となっている。下部チャンバ４０にはさらに、ガス供給ノズル４６が設けられている。このガス供給ノズル４６は、半導体ウェハ４４の上方に、たとえばＣＦ_４ガスなどのエッチングガスを供給するためのものである。

蓋４１は、本発明に係る耐食性部材により形成されたものであり、内面４７が粗面化されたドーム状の形態をなしている。この蓋４１は、下部チャンバ４０の上部開口を塞ぐように配置されており、下部チャンバ４０とともに処理容器を構成している。蓋４１の周囲には、高周波を供給するための誘導コイル４８が設けられている。この誘導コイル４８は、ＲＦ電源（図示略）に接続されている。誘導コイル４８には、ＲＦ電源から、たとえば
１３．５６ＭＨｚのマイクロ波が印加される。

エッチング装置４を用いて半導体ウェハ４４をエッチングする場合には、まず真空ポンプ４５により下部チャンバ４０内を所定の真空度まで排気し、静電チャック４３により半導体ウェハ４４を静電吸着させる（載置工程）。その後、ガス供給ノズル４６からエッチングガスを供給しつつ、ＲＦ電源から誘導コイル４８に給電する。これにより、半導体ウェハ４４の上方部分にエッチングガスのプラズマが形成され、半導体ウェハ４４が所定のパターンにエッチングされる（処理工程）。なお、高周波電源から支持テーブル４２に給電することにより、エッチングの異方性を高めることができる。最後に、エッチング装置４から半導体ウェハ４４を取り出すことにより、エッチング処理された半導体ウェハ４４を得ることができる（取り出し工程）。

このようなエッチング処理の際、蓋４１の内面４７はＣＦ_４ガスやそれらのプラズマなどの腐食種と接触する。そのため、蓋４１に、耐食性に優れる本発明の耐食性部材を適用すれば、アルミナ製の処理容器を用いた場合と比較して、容器寿命が長くなる。このエッチング装置４を用いて半導体ウェハ４４などの試料を処理する場合、腐食性ガスまたはそのプラズマによる蓋４１の腐食を抑制できるため、蓋４１からパーティクルが発生するのを抑制することができる。そのため、パーティクルが半導体ウェハ４４などの試料に付着して不良品となることを抑制でき、歩留まりを向上させることができるようになる。

もちろん、蓋４１に限らず、下部チャンバ４０、支持テーブル４２および静電チャック４３の他、半導体ウェハ４４を静電チャック４３に固定・保持するためのリング（図示略）等を構成する部材に対しても本発明の耐食性部材を適用可能とすることができる。これらの部材に対して本発明の耐食性部材を適用した場合には、該耐食性部材が優れた耐食性と機械的特性を示すため、装置寿命が長くなり、メンテナンス実施頻度を少なくし、部材を交換する必要がなくなるため、半導体の製造コストを大幅に削減することが可能となる。

また、本発明の耐食性部材は、図６のようなプラズマエッチング装置４の蓋４１などに限らず、その他の構成のエッチング装置、あるいはＣＶＤ装置などの成膜装置など、腐食性ガスを用いる処理装置のための構成部品として適用することが可能である。より具体的には、半導体製造装置や液晶製造装置における、内壁材（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、クランプリング、静電チャック等をはじめとする構成部品、あるいはエッチング装置やＣＶＤ装置などにおいて高真空を得るために使用されるクライオポンプやターボ分子ポンプなどの構成部品として用いられる。

もちろん、本発明は、上述の耐食性部材およびその製造方法には限定されず、本発明の要旨を逸脱しない範囲であれば種々変更したものにも適用できる。

本実施例では、耐食性部材におけるＡｌの含有量（Ａｌ_２Ｏ_３換算）およびＹの含有量（Ｙ_２Ｏ_３換算）と、耐腐食面のα−Ａｌ_２Ｏ_３のＸ線回折における（１１６）面および（１０４）面に帰属するピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の関係について確認した。本実施例ではさらに、ＡｌおよびＹの含有量と、密度、４点曲げ強度および耐食性との関係についても確認した。

＜試料の作製＞
まず、１次原料として、α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末およびＹ_２Ｏ_３粉末を準備した。α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末としては、市販のα−Ａｌ_２Ｏ_３原料を更に振動ミルにて微粉砕した純度９９．５％以上、平均結晶粒径０．８μｍのものを準備した。一方、Ｙ_２Ｏ_３粉末としては、市販の純度９９．９％、平均結晶粒径２μｍのものを準備した。

α−Ａｌ_２Ｏ_３粉末およびＹ_２Ｏ_３粉末を所望割合で混合し、さらにバインダーとしてＰＶＡを１質量％、マグネシウム酸化物として水酸化マグネシウムをＭｇＯ換算で０．３質量％混合した。この混合物に対して、水を加え、ボールミルに投入して５０時間運転してスラリーとした。

次いで、ボールミルからスラリーを取り出し、これをスプレードライヤーにて噴霧造粒して２次原料とした。その後、２次原料を金型プレス成形法により１ｔ／ｃｍ^２の成形圧力で成形して成形体を形成した。この成形体については、焼成温度１６３０℃、昇温速度５０℃／ｈｒ、１０００℃までの降温速度２０℃／ｈｒの条件にて焼成した。得られた焼結体は、表面に研削加工を施すことにより、本実施例で使用する試料No.１〜No.８とした。

なお、ピーク強度比および耐食性の評価を行なうための試料については、外径５０ｍｍ×厚さ１０ｍｍの円板状に作製し、密度および４点曲げ試験を行なうための試料については、ＪＩＳに基づく抗折試験片サイズ（３ｍｍ×４ｍｍ×長さ４５ｍｍ）に形成した。抗折試験片は、各試料No.１〜No.８について３０本ずつ準備した。

また、比較例として、アルミナ質焼結体（純度９９．５％のα−Ａｌ_２Ｏ_３）（比較例１）、ＹＡＧ質焼結体（純度９９，８％、Ｙ_３Ａｌ_５Ｏ_１２）（比較例２）、およびイットリア質焼結体（純度９９．８％、Ｙ_２Ｏ_３）（比較例３）からなる円板状の試料および抗折試験片サイズの試料を同様に手法により準備した。

＜ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値の測定方法＞
ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４は、円板状の試料の表面を、Ｘ線回折装置（理学製ＲＩＮＴ１４００Ｖ型）によりＸ線回折測定したときに得られる回折チャートに基づいて算出した。すなわち、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４は、回折チャートからα−Ａｌ_２Ｏ_３のＸ線回折における（１１６）面に帰属するピーク強度Ｉ_１１６と（１０４）面に帰属するピーク強度Ｉ_１０４のそれぞれを算出するとともに、それらのピーク強度の比率から算出した。各試料No.１〜No.８のピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の算出結果については、表１に示した。

＜密度の測定＞
密度は、アルキメデス法に基づいて、抗折試験片サイズの各試料No.１〜No.８を用いて測定した。密度の測定結果については、表１に示した。

＜４点曲げ強度の測定＞
４点曲げ強度は、ＪＩＳＲ１６０１−１９９５に準拠して、それぞれ抗折試験片サイズの試料No.１〜No.８を用いて測定を行なった。各組成の試料No.１〜No.８については、４点曲げ強度を試験片３０本について測定し、その平均値を算出して表１に示した。

＜耐食性の評価＞
耐食性は、円板状の試料No.１〜No.８をRIE（Reactive Ion Etching）装置にセットしてＣｌ_２ガス雰囲気下でプラズマ中に３時間曝露し、その前後の重量減少量から１分間当たりのエッチングレート（Å／ｍｉｎ）として算出した。エッチングレートの算出結果については、比較例１の純度９９．５％のアルミナ質焼結体のエッチングレートを１としたときの相対比較値（エッチングレート比）として表１に示した。

＜実験結果の考察＞
表１から分かるように、本発明範囲内の試料No.５〜No.７については、機械的特性、耐食性ともに良好であった。

これに対して、本発明範囲外の試料No.1については、ＹＡＧ含有量が少ないため、耐食性が低い。また、試料No.8については、ＹＡＧ含有量が多く耐食性は良好であるものの、機械的特性が低いことが確認される結果となった。

なお、表１より、製造条件が同様であれば、Ｙ_２Ｏ_３量が多くなるほどＩ_１１６／Ｉ_１０４の値が増加する傾向が確認された。

本実施例では、実施例１における試料No.５と同様な組成で、１次原料のα−Ａｌ_２Ｏ_３の平均粒径を、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１１４が表２に示す値となるように調整した試料No.９〜No.２８について、機械的特性（４点曲げ強度、破壊靭性）、および耐食性を評価した。各試料No.９〜No.２８については、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶とＹＡＧ結晶の平均結晶粒径、その比率、および密度についても評価した。

なお、平均結晶粒径および耐食性の評価を行なうための試料については、外径５０ｍｍ×厚さ１０ｍｍの円板状に作製し、密度および機械的特性を行なうための試料については、ＪＩＳに基づく抗折試験片サイズ（３ｍｍ×４ｍｍ×長さ４５ｍｍ）に形成した。抗折試験片は、各試料No.９〜No.２８について６０本ずつ準備した。

また、比較例として、アルミナ質焼結体（純度９９．５％のα−Ａｌ_２Ｏ_３）（比較例４）、イットリア質焼結体（純度９９．８％、Ｙ_２Ｏ_３）（比較例５）およびＹＡＧ質焼結体（純度９９，８％、Ｙ_３Ａｌ_５Ｏ_１２）（比較例６）、からなる円板状の試料、および抗折試験片サイズの試料を準備した。

＜平均結晶粒径の測定＞
平均結晶粒径は、円板状の試料の表面を化学エッチングした後、ＳＥＭ分析により表面写真を撮影し、そのときのＳＥＭ写真に基づいて、複数のα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶とＹＡＧ結晶の結晶粒径を測定するとともに、それらの結晶粒径の平均値として算出した。平均結晶粒径の測定結果については、表２に示した。表２においては、α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の平均粒径に対するＹＡＧ結晶の平均粒径の比率を算出した結果についても同時に示した。

＜密度の測定＞
密度は、実施例１と同様に、アルキメデス法に基づいて、抗折試験片サイズの各試料を用いて測定した。密度の測定結果については、表２に示した。

＜機械的特性の測定＞
機械的特性は、４点曲げ強度および破壊靭性として評価した。４点曲げ強度は、実施例１と同様にして測定した。破壊靭性は、ＪＩＳＲ１６０７−１９９５に準拠して、抗折試験片サイズの試料を用いて測定した。各試料については、４点曲げ強度および破壊靭性を試験片３０本について測定し、その平均値を算出して表２に示した。

＜耐食性の評価＞
耐食性は、実施例１と同様にエッチングレート（Å／ｍｉｎ）として評価し、純度９９．５％のアルミナ質焼結体（比較例４）のエッチングレートを１としたときの相対比較値（エッチングレート比）として表２に示した。

＜実験結果の考察＞
表２より、本発明範囲内である試料No.１０〜No.１２、No.１４、No.１７〜No.２１、No.２３、No.２４については、他機械的特性および耐食性ともに良好な結果が得られた。

これに対して、試料No.９については、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が２．０２と高いため、機械的特性（４点曲げ強度および破壊靭性）が他の試料に比較して低く、比較例４の試料とほとんど差異がないものであった。

また、試料No.２８については、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が０．８６と低いため、破壊靭性値は高いものの、４点曲げ強度が低く、比較例４の試料とほとんど差異がないものであった。

Claims

α−Ａｌ_２Ｏ_３結晶およびＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）結晶を有する焼結体からなり、ＡｌをＡｌ_２Ｏ_３換算で７０質量％以上９８質量％以下、ＹをＹ_２Ｏ_３換算で２質量％以上３０質量％以下含有しており、前記α−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径が１μｍ以上１０μｍ以下であり、前記ＹＡＧ結晶の平均結晶粒径が前記α−Ａｌ _２Ｏ _３結晶の平均結晶粒径の１０％以上８０％以下の大きさで、かつ０．５μｍ以上８μｍ以下であり、前記焼結体の表層部のＸ線回折におけるα−Ａｌ_２Ｏ_３結晶の（１１６）面および（１０４）面に帰属するピーク強度をそれぞれＩ_１１６およびＩ_１０４としたとき、ピーク強度比Ｉ_１１６／Ｉ_１０４の値が１．２１以上１．９８以下である、耐食性部材。
処理容器内に載置した試料に対して、腐食性ガスまたはそのプラズマにより試料にエッチングや成膜などの処理を施す際に用いられる部材の少なくとも一部が、請求項１に記載の耐食性部材により形成されている、処理装置。