200925330 九、發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明係有關A1或A1合金所屬之技術領域，特別是有 關CVD裝置、PVD裝置、離子注入裝置、濺鎪裝置、乾蝕 刻裝置等之半導體、液晶製造裝置之真空室構件，設置於 其內部所使用之A1或A1合金所屬之技術領域。 D 【先前技術】 CVD裝置、PVD裝置、離子注入裝置、灘鍍裝置、乾 蝕刻裝置等之半導體、液晶製造裝置之真空室內部中，導 入含有作爲反應氣體、蝕刻氣體、清淨氣體之鹵素元素之 腐蝕性氣體後，被要求對於腐蝕性氣體具耐蝕性（以下亦 稱耐氣體腐蝕性）。又，上述真空室中多半產生鹵素系之 電漿，因此對於電漿之耐性（以下亦稱耐電漿性）極被重 視（參照特開2003-34894號公報、特開200 4-225113號公 G 報等）。近年來，作爲此真空室之構件者，被採用具有輕 量，且導熱性良好之A1或A1合金。 惟，Al、A1合金並未充份具有耐氣體腐蝕性及耐電漿 性，因此被揭示各種提昇此等特性之表面改質技術，而此 等特性被期待進一步提昇。 耐電漿性之提昇時，於Al、A1合金表面形成高硬度之 陽極氧化膜爲有效者。高硬度之陽極氧化膜具有對於藉由 電漿之物理能量之磨損之耐性，可提昇耐電漿性（參照特 開2004-225 1 1 3號公報等）。 200925330 惟，高硬度之陽極氧化膜容易產生裂化，出現裂化貫 穿陽極氧化膜後，通過此貫穿之裂化（以下稱貫穿裂化） 後侵入腐蝕性氣體，導致基材之Al、A1合金出現腐蝕之問 題。 因此，於Al、A1合金之表面僅形成高硬度之陽極氧化 膜，即使提昇耐電漿性，仍易於陽極氧化膜產生貫穿裂化 ’基於此，導致基材之Al、A1合金出現腐蝕之問題，故被 〇 期待不僅爲高硬度，亦具有不易產生貫穿裂化特性（以下 亦稱耐裂化性）之陽極氧化膜之形成。亦即，期待形成一 種即使爲高硬度亦具良好耐裂化性之陽極氧化膜。 特別是，爲抑制半導體晶圓、液晶玻璃基板之Fe污染 ，而減少A1合金中之Fe含量後，變成Fe含量少之陽極氧化 被膜，惟此陽極氧化被膜因變硬，導致耐裂化性不良，因 此，被強烈要求其耐裂化性之提昇。 專利文獻1 :特開2003-3 48 94號公報 〇 專利文獻2 :特開2004-225 1 1 3號公報 【發明內容】 本發明鑑於上述情況，其目的係爲提供一種高硬度， 且具有良好耐裂化性之陽極氧化膜之A1或A1合金。 本發明者，爲達成上述目的，進行精密硏討後結果， 完成本發明。藉由本發明可達成上述目的。 亦即，可達成此完成之上述目的之本發明係有關下述 (1 )〜（3 )之A1或A1合金。 200925330 (1) 具有陽極氧化膜之A1或A1合金，該陽極氧化膜 之其厚度方向中，具有不同硬度之部位，其中，硬度最大 部位之硬度與硬度最小部位之硬度之差爲維氏硬度5以上 之A1或A1合金。 (2) 該硬度最小部位之硬度爲維氏硬度3 00以上之該 (1 )之A1或A1合金。 (3 )該陽極氧化膜之Fe含量爲500ppm以下之該（2 ^ )之A1或A1合金。 本發明之A1或A1合金即使爲高硬度，仍具良好耐裂化 性之陽極氧化膜。該陽極氧化膜即使爲高硬度，仍具有良 好之耐裂化性（不易產生貫穿裂化），因此不易出現陽極 氧化膜之貫穿裂化產生所引起之基材之Al、A1合金之腐蝕 (亦即，不易出現降低耐氣體腐蝕性）。故，爲提昇耐電 漿性，而提高陽極氧化膜硬度時，仍不易出現降低耐氣體 腐蝕性。因此，不致降低耐氣體腐蝕性，可預見提昇耐電 〇 漿性。 【實施方式】 [發明實施之最佳形態] 本發明之A1或A1合金係如上述’具有陽極氧化膜之A1 或A1合金，其特徵係該陽極氧化膜之其厚度方向’具有不 同硬度之部位，其中’硬度最大部位之硬度與硬度最小部 位之硬度之差爲維氏硬度5以上。此陽極氧化膜即使爲高 硬度仍具有良好之耐裂化性。以下對此進行詳細說明。 -6- 200925330 A1、A1合金之陽極氧化膜爲高硬度時，該陽極氧化膜 易出現裂化。而’該Al、A1合金之陽極氧化膜之硬度於該 膜之厚度方向爲均勻時，該膜中產生裂化後，該裂化容易 擴散，由該膜表面至基材之Al、A1合金，易使裂化貫穿。 亦即，易產生貫穿裂化。相對於此，Al、A1合金之陽極氧 化膜之硬度於該膜之厚度方向爲不同時，於該膜中，即使 產生裂化，仍可控制此裂化之擴散，不易導致裂化之貫穿 0 。亦即，不易出現貫穿裂化。因此，使Al、A1合金之陽極 氧化膜於該膜之厚度方向中作成不同硬度之層狀後，因抑 制了裂化的擴散，而不易出現貫穿裂化。惟，當最大硬度 層與最小硬度層之差未達維氏硬度5時，則不易控制裂化 之擴散，容易產生貫穿裂化。相對於此，當此硬度之差爲 維氏硬度5以上則裂化擴散被抑制，將不易產生貫穿裂化 〇 本發明之A1或A1合金之陽極氧化膜係如上述，於其厚 〇 度方向具有不同硬度之部位，其中硬度最大部位之硬度與 硬度最小部位之硬度之差，爲維氏硬度5以上。因此’該 陽極氧化膜即使爲高硬度，仍可抑制裂化擴散，故不易出 現貫穿裂化，耐裂化性良好。 如此，本發明之A1或A1合金之陽極氧化膜即使爲高硬 度仍不易出現貫穿裂化’耐裂化性良好’因此’不易產生 陽極氧化膜產生貫穿裂化所造成之基材之Al、A1合金的腐 蝕（不易出現降低耐氣體腐鈾性）。故’耐電漿性提昇’ 陽極氧化膜之硬度即使提高’仍不易降低耐氣體腐餓性。 -7- 200925330 因此，藉由本發明之A1或A1合金，不致造成降低耐氣體腐 蝕性，可提昇耐電漿性。 本發明之A1或A1合金之陽極氧化膜，如上述，其膜的 厚度方向具有不同硬度之部位，其中硬度最大部位之硬度 與硬度最小部位之硬度之差爲維氏硬度5以上，因此該陽 極氧化膜即使爲高硬度，仍可抑制裂化擴散，故不易出現 貫穿裂化，耐裂化性良好。相對於此，當此最大硬度部位 〇 之硬度與最小硬度部位之硬度之差未達維氏硬度5時，實 質顯示陽極氧化膜之厚度方向與硬度均勻（相同）時爲同 等作用，裂化擴散不易被抑制，因此，容易出現貫穿裂化 ，耐裂化性將不良。 本發明中，陽極氧化膜之厚度方向其不同硬度部位之 數務必爲2個以上，只要2個以上其部位數目並未特別限定 。此等部位中之硬度最大部位與硬度最小部位係指，於此 等部位中，最高硬度之部位與最低硬度之部位。 φ 陽極氧化膜之厚度方向中，陽極氧化膜之硬度可間歇 性變化、或連續性（傾斜性）變化均可。 爲了使陽極氧化膜之內部所產生之裂化不擴散至被膜 表面，可將陽極氧化膜表面之硬度作成小於陽極氧化膜內 部之硬度，則爲有效者。 又，本發明中，由提昇耐電漿性之觀點視之，該陽極 氧化膜之厚度方向之其不同硬度部位中硬度最小部位之硬 度爲維氏硬度300以上者宜。該陽極氧化膜對於經由電漿 之物理能量之磨損具有耐磨損性，具良好耐電漿性。 -8- 200925330 陽極氧化膜之硬度可藉由陽極氧化處理條件進行控制 。具體的硬度因其基材之A1合金種類，陽極氧化處理液之 組成有所不同，故務必適當設定之。 陽極氧化膜之厚度方向變化陽極氧化膜之硬度時，可 採用如：陽極氧化處理途中以間歇性或連續性變化陽極氧 化處理液之溫度的方法、或使陽極氧化處理於中途進行中 斷’一度由陽極氧化處理液取出被處理物，以另一液組成 φ 及/或不同溫度之陽極氧化處理液再度進行陽極氧化處理 之方法等，藉由此等方法，可變化陽極氧化膜之厚度方向 之硬度。 陽極氧化處理液之溫度較低時，將抑制陽極氧化處理 中之陽極氧化被膜之化學溶解，而變硬。 A1合金中的Fe含量以市售材料爲〇·數wt% (數千ppm )。作爲基材者’使用低於該市售材料Fe含量之A1合金後 ’藉由陽極氧化處理所形成之陽極氧化被膜中Fe含量變少 〇 ，即使如此’仍可提高陽極氧化被膜之硬度。此時，針對 如何訂定陽極氧化被膜中之Fe含量，特別由半導體晶圓、 液晶玻璃基板之F e污染的抑制觀點合倂視之，以作成 5 0 Oppm以下者宜。 陽極氧化膜的硬度可藉由下述方法進行測定。亦即， 將具有陽極氧化膜之Al、A1合金往截面方向（陽極氧化膜 截面及使基材截面作成硏磨面）埋入樹脂，進行#120〇之 硏磨形成陽極氧化膜截面之平面，於此陽極氧化膜截面， 以JIS Z2244 ( 1 998 )之方法進行測定。 200925330 又，進行測定陽極氧化膜之厚度方向的硬度變化時， 對於陽極氧化膜之厚度務必使硬度測定之壓痕減至最小， 因此可使形成壓痕之壓頭荷重作成較小者即可，具體而言 ，作成5gf以下即可。 以硬度測定器附屬之觀測器（光學顯微鏡等）無法觀 測壓痕之大小時，則另外以SEM、錄影微顯器等進行觀察 後，測定壓痕之大小即可。 〇 [實施例] 以下說明本發明之實施例及比較例。又，本發明並未 受限於此實施例，適於本發明主旨之許可範圍內可適當進 行變更，其均含於本發明之技術範圍。 作爲基材之A1合金者，主要使用jis 6061合金（板厚 :3 mm)。該A1合金之化學成份示於表！。該^合金中之 Fe含量爲0.4 wt %。該A1合金於後述之表3〜4中以記號 Q 606 1示之。 又，爲減少陽極氧化膜中之Fe含量，Fe含量作成 0.02 wt %之A1合金（板厚：3mm)亦作爲基材之使用。該 A1合金之化學成份不於表2。該A1合金於後述表3中，以記 號Fe0.02示之。 由上述A1合金取3 0x3 0x3mm之板，將此A1合金板進行 陽極氧化處理後，於該A1合金板之表面形成陽極氧化膜。 此時’陽極氧化處理條件（處理液組成、處理液溫度、電 解電壓’所形成陽極氧化膜之厚度）作成表3〜4所示之陽 -10- 200925330 極氧化處理條件。表3之實施例時，於表3第1層之欄所示 之陽極氧化處理條件下，進行陽極氧化處理後，形成陽極 氧化膜（第1層）之後，於表3第2層之欄所示之陽極氧化 處理條件下，進行陽極氧化處理，形成陽極氧化膜（第2 層）。一部份進一步於表3注所示之陽極氧化處理條件下 ，進行陽極氧化處理，形成第3層（表3之No.15)。表4之 實施例時，陽極氧化處理之間，使如表4溫度欄所示之陽 φ 極氧化處理液溫度連續進行上昇，同時進行陽極氧化處理 〇 針對如此於表面形成陽極氧化膜之A1合金板（以下亦 稱試驗片），藉由下述方法，進行陽極氧化膜中之Fe含量 之測定，陽極氧化膜之硬度之測定，陽極氧化膜之耐裂化 性評定試驗，耐電漿性評定試驗。 [陽極氧化膜中之Fe含量之測定] ❹ 在不露出基材之A1合金下，將陽極氧化被膜溶於 lOOcc之7%鹽酸水溶液。而由此溶解前後之試驗片的重量 變化進行溶解量W ( g )之測定。另外，進行此溶解後鹽 酸水溶液之ICP分析，求出該鹽酸水溶液中之Fe濃度，算 出溶於該鹽酸水溶液l〇〇cc中之Fe之重量WFe ( g )。由此 WFe與該W之比（WFe/W)求出陽極氧化膜中之Fe含量（濃 度）。 [陽極氧化膜之硬度測定] -11 - 200925330 將試驗片往截面方向（陽極氧化膜截面及基材截面爲 硏磨面）埋入樹脂，進行硏磨後，針對陽極氧化膜截面’ 以JIS Z2244 ( 1998)之方法進行測定硬度。又，由此陽 極氧化膜截面之光學顯微鏡照片確定陽極氧化膜之厚度。 [陽極氧化膜之耐裂化性評定試驗] 於試驗容器內設置試驗片，進行加熱。此時，30分鐘 φ 內由室溫昇溫至150°C，於該150°C下保持60分鐘後，30分 鐘內由150 °C昇溫至250 °C，於該250 °C下保持1小時。另外 ，試驗容器內之壓力作成大氣壓。 此加熱後，放冷至室溫。使該試驗容器內達室溫後， 取出試驗片。藉由光學顯微鏡（400倍）觀察該試驗片之 陽極氧化被膜面之全面（30x30mm面），如下述，求出裂 化密度。 於陽極氧化被膜面（30x30mm面）內產生局部裂化時 φ ，測定於此30x3 0mm面內之裂化全長（各個裂化長度之合 計）L (參照圖1)。此裂化全長L ( mm)除以30x30mm面 之面積S ( 900mm2)，算出裂化密度D ( mm/mm2 )。亦即 ，求出 L/S = D ( mm/mm2 )。 於陽極氧化被膜面（30x30mm面）產生均勻裂化時， 測定於0.23 5x0.1 80mm之面內之裂化全長L(參照圖2)。 此裂化全長L ( mm )除以0.235x0.1 80mm面之面積S算出裂 化密度 D ( ram/mm2 )。亦即，求出 L/S = D ( mm/mm2 )。 此求出之裂化密度D (mm/mm2)愈小，耐裂化性愈 -12- 200925330 佳。亦即，該裂化密度D於陽極氧化被膜表面被確定之裂 化密度，而該裂化係於陽極氧化被膜內部所產生之裂化擴 散至表面之結果後出現於陽極氧化被膜表面者，因此，爲 貫穿裂化（貫穿陽極氧化被膜之裂化）或接近其者，故， 該裂化密度D爲相當於貫穿裂化產生之程度（密度）或比 例。所以，該裂化密度D愈小，產生貫穿裂化之程度（密 度）愈小，而耐裂化性變得更佳。 Q 由此所求出之裂化密度D，藉由下述進行判定陽極氧 化膜之耐裂化性。
Dg 100mm/mm2之場合：X、100> D2 10mm/mm2之場 合：△、10>Dglmm/mm2之場合：〇、D<1之場合◎( ◎、〇、△、：合格、X:不合格） [耐電漿性評定試驗] 以氟系樹脂標識試驗片之陽極氧化被膜面（ 3 0x30mm 〇 面）之一半，進行電漿照射。此時，電漿照射條件爲氣體 :BC13、氣壓：2mTorr、氣體流量：lOOOccm、ICP : 2 0 00W、偏壓：100W、溫度：120〜150°C、電漿照射時間 :6hr 〇 該電漿照射後，去除標識，測定電漿照射部份與非照 射部份（電漿照射時去除標識之部份）之段差DP。此段差 DP之測定爲如下進行之。亦即，將電漿照射後之試驗片橫 切切斷電漿照射部份與非照射部份之邊界部份後，使該橫 切面作成硏磨面埋入樹脂，進行硏磨後，藉由光學顯微鏡 -13- 200925330 進行觀察後測定電漿照射部份與非照射部份之位置之差， 亦即測定段差Dp °另外’此段差Dp係於電漿照射時，於 電漿照射部份經由電漿之物理能量所磨損產生者’因此， 換言之，段差Dp係藉由電漿照射之磨損程度（磨損量）。 如此所測定之段差Dp (經由電漿照射之磨損量）愈小 ，耐電漿性愈佳。後述表3〜4之耐電漿性之分級欄中，段 差DpglO代表X、10>段差代表△、段差DP<5代表 ❹ °。 [測定及試驗結果] 該陽極氧化膜中之Fe含量測定，陽極氧化膜硬度之測 定，陽極氧化膜耐裂化性評定試驗，耐電漿性評定試驗之 結果如表3〜4所示。 表3之本發明實施例之A1合金陽極氧化膜係去除一部 份（No .15)者，由第1層與第2層所成，此第1層之硬度與 Q 第2層之硬度之差爲維氏硬度5以上（No .2、6、7、8、10 、12、14)。一部份（No.15)係由第1層與第2層及第3層 所成，其硬度最大部位（第1層）之硬度與硬度最小部位 '(第2層）之硬度之差爲維氏硬度5以上。比較例之AI合金 陽極氧化膜係去除一部份（No.5 )，由單層（僅爲第1層 )所成，其硬度爲均勻者（No_l、3、4、9、11、13)。 一部份（No. 5 )者其陽極氧化膜由第1層與第2層所成，而 該第1層之硬度與第2層之硬度之差爲未達維氏硬度5。 該比較例之A1合金之陽極氧化膜其裂化密度D高，耐 14 - 200925330 裂化性爲x之水準（Ν ο · 1、3、4、5、9、1 1、13 )。相對 於此，該實施例之A1合金陽極氧化膜其裂化密度D低，耐 裂化性爲◎、◦或△之水準，耐裂化性良好者（No . 2、6 、7、 8、 10、 12、 14、 15)。 該實施例之A1合金陽極氧化膜中硬度最小部位（第1 層或第2層）之硬度爲維氏硬度3 0 0以上時，藉由電漿照射 之磨損量DP小，耐電漿性爲〇之水準，耐電漿性爲良好者 0 (N〇.6、7、8、10、12、14、15)。 表4之本發明實施例之A1合金陽極氧化膜由其表面5 //m之部位（由其表面往膜厚度方向5"111之位置）之硬度 與基材之由界面部位（由此界面往膜之厚度方向爲5 位置）之硬度差爲維氏硬度5以上（No.la、2a)。此 陽極氧化膜其裂化密度D低，耐裂化性爲◎或〇之水準， 耐裂化性爲良好者。 又，該陽極氧化膜之硬度最小部位之硬度其維氏硬度 ❹ 確實爲3 00以上。因此，此陽極氧化膜藉由電漿照射之磨 損量DP小，耐電漿性爲〇之水準，耐電漿性爲良好者（ Ν 〇. 1 a、2a)。 [表1] (wt%)
Si Fe Cu Μη Mg Cr Z n Ti A1 0.65 0.40 0.3 1 0.05 1.02 0.12 0.05 0.02 殘留 -15- 200925330 [表2] (w t % )
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti A1 0.67 0.02 0.26 0.02 1.05 0.22 0.03 0.03 殘留
-16- 200925330
【ε« 耐電漿性 1 等級 X X •0 〇 Ο 〇 〇 〇 〇 〇 〇 〇 〇 〇 〇 m 職 m \ f— 電漿磨損量 m/6hr) CNJ 00 CO CO CM - CO - - ό in d CM CM CN 判定 X <3 X X X <3 〇 ◎ X o X ◎ X 〇 〇 iS 裂化密度 (mm/mm2) s S 107 x— g § CO σ> d 卜 119 00 d 120 (Ω σ> 第3層 1 1 1 1 1 1 I 1 1 1 1 1 垂 1 第2層 硬度 _(Hy) 290 366 370 370 385 410 450 362 厚度 ("m) ο o ο ο 2 ο 〇 電壓 (V)_ ο l〇 vn if) ID ο 溫度 CC) «) f>J ο ο 〇 o o CO 〇 處理液 1 200g/l硫酸 垂 1 150g/l硫酸 150g/l硫酸 150g/l硫酸 150g/l硫酸 1 180g/l硫酸 1 180g/l硫酸 1 30g/l草酸 150g/丨草酸I 第1層(表面側） 硬度 皿 Γ ；290 295 305 370 370 376 385 370 390 390 420 420 378 379 厚度 (ym) s ο a o ο ο o o o s s 〇 電壓 (V) ο ο ΙΟ m l〇 in vr> tn S s s ο ο 〇 溫度 rc) ΙΟ Οί ΓΟ CJ o o 00 ο O If) in l〇 l〇 ο ο 〇 處理液 200g/l硫酸 2〇〇g/丨硫酸 200g/l硫酸 150g/l硫酸 150g/l硫酸 150g/l硫酸 150g/l硫酸 150g/l硫酸 180g/l硫酸 180g/l硫酸 180g/丨硫酸 180g/l硫酸 30g/l草酸 30g/l草酸 30g/丨草酸 被膜全體 1 膜硬度差 (Hv) ο m ο o 寸 (Ο in o o ο 卜 〇 1 膜中Fe (PPm) J 1900 2100 1900 1900 2100 2000 2000 1900 2000 1900 300 300 2000 1900 厚度 (ym) o o o ο 基材 I ,6061 6061 6061 6061 6061 Π 6061 6061 6061 6061 ； 6061 Fe0.02； Fe0.02 I 6061 6061 ! 6061 Μ 職 Μ 區分 ! 丨比較例 實施例 比較例 比較例 比較例 實施例 實施例 實施例 比較例 實施例 比較例 實施例 比較例 實施例 實施例 £EQ 工 坩 1 CNJ CO 对 ΙΟ (Ο 卜 c〇 0) o T— CM CO 勺· i〇 。szco>HflMM, ε=lol·脈^Μιιε 濉綹 ° >0-1» ^ οο^- ^1 ^ ϋ ml« 0«-.οζ。_}^^銮來旮_姝雊©1^忉越堪«\|-(^) -17- 200925330 ο ο 【寸® 耐電漿性 判定 〇 〇 電漿磨 損量 (β m/6hr) CN 耐裂化性 判定 〇 ◎ I裂化密度 (mm/mm2) CN ^r 〇 基材界面附 近硬度(Ην) 360 380 表面附近 之硬度 (Ην) 380 360 電壓 (V) 溫度 使溫度一邊上升至 9~21°C —邊處理 II 激鄉 m 1 1 〇 〇 m τ 赵s 處理液 25g/丨草酸 25g/l草酸 全體 膜硬度之差 (Ην) 膜中Fe (ppm) 2000 2000 厚度 {β m) S s 基材 6061 6061 區分 實施例 實施例 % 。槲^gms^濉Iwq-M M^l s i^i s。棚擊il糊職鲣堪T(ttl) -18- 200925330 另外，該實施例及比較例中’主要使用JIS 6061合金 爲基材之A1合金，而使用此以外之A1合金時，其結果仍與 上述結果相同。又，該實施例中於表3〜4所示之陽極氧化 處理條件下進行陽極氧化處理，形成陽極氧化膜，而以其 他陽極氧化處理條件取代此，進行陽極氧化處理，形成陽 極氧化膜時，其陽極氧化膜於其厚度方向仍具有不同硬度 之部位，其中硬度最大部位之硬度與硬度最小部位之硬度 ❹ 之差爲維氏硬度5以上時，其裂化密度D爲低，耐裂化性 良好，又，硬度最小部位之硬度爲維氏硬度300以上時， 藉由電漿照射之磨損量Dp爲小，耐電漿性良好。 參考特定形態進行本發明之詳細說明，惟在不偏離本 發明主旨之範圍下，可進行各種變更及修正乃業者所悉。 另外，本申請係依2007年5月21日所申請之曰本專利 申請（特願2007-1345 03 )爲基準，引用其整體後被採用 〇 〇 又，其中所引用之所有參考係取自整體。 [產業上可利用性] 本發明之A1或A1合金係具有即使爲高硬度，仍具有良 好的耐裂化性之陽極氧化膜。該陽極氧化膜即使爲高硬度 ，其耐裂化性仍良好（不易出現貫穿裂化），因此，不易 產生起因於陽極氧化膜之貫穿裂化產生導致基材之Al、AI 合金之腐蝕現象（亦即，不易出現降低耐氣體腐蝕性）° 故，爲提昇耐電漿性，即使提高陽極氧化膜之硬度時，仍 -19- 200925330 不易出現降低耐氣體腐蝕性。所以，本發明之A1或A1合金 ’不會出現降低耐氣體腐鈾性，可預見提昇耐電漿性。因 此，本發明之A1或A1合金可適用於耐氣體腐蝕性及耐電漿 性必要用途之構件，如：CVD裝置、PVD裝置、離子注入 裝置、濺鍍裝置、乾蝕刻裝置等之半導體、液晶之製造裝 置之真空室的構件，不致降低耐氣體腐蝕性，可提昇耐電 漿性之極理想者。
【圖式簡單說明】 [圖1]代表陽極氧化被膜面（30mmx30mm面）內，局 部產生裂化時之總裂化產生情況之圖。 [圖2]代表陽極氧化被膜面（30mmx30mm面）內，產 生均句裂化時之一部份裂化產生情況（235y mxl80/z m面 內之裂化產生情況）之圖。 ❹ -20-