TW202412168A - 多層燒結陶瓷體及製造方法 - Google Patents

Abstract

揭示一種多層燒結陶瓷體，其包含：包含多晶YAG之至少一個第一層，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層，其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量，且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃。本文亦揭示製造方法。

Description

多層燒結陶瓷體及製造方法

本發明係關於耐腐蝕性、多層燒結陶瓷及由其形成之組件、生產陶瓷之方法及在半導體電漿處理室內之用途。

半導體處理需要將鹵素基氣體結合高電場及磁場的使用，以建立電漿環境。此電漿環境係在真空室中進行，以用於在半導體基材上蝕刻及沉積材料。此等真空室中包括組件部件，諸如盤或窗、襯墊、注射器、環、及圓柱體。在半導體電漿處理期間，基材一般藉由基材固持器支撐在真空室內，如例如於US 5,262,029及US 5,838,529中所揭示。用於建立電漿處理環境之製程氣體可藉由各種氣體供應系統供應至室。一些製程涉及使用射頻(RF)場及在將RF場施加至製程氣體時將製程氣體引入至處理室中，以產生製程氣體之電漿。特別是針對RF應用，用於形成此等組件之陶瓷材料需要具有約1 × 10 ^-3及更小的低介電損失正切。在使用期間，高於此的介電損失引起組件內的過熱及熱點，導致製程變異性及良率損失。由高純度起始粉末及製造程序之使用製造之組件保持初始純度，將提供燒結陶瓷以滿足此等低損失需求。苛刻的電漿處理環境需要使用高度耐腐蝕性及耐侵蝕性材料用於室組件。此等組件已由在電漿環境中提供耐腐蝕性及耐侵蝕性之材料形成，且已描述於例如US 5,798,016、US 5,911,852、US 6,123,791、及US 6,352,611中。此外，電漿處理室已經設計以包括將電漿侷限在所處理之晶圓之上方之部件，諸如盤、環、及圓柱體。然而，在電漿處理室中使用之此等部件連續地受到電漿攻擊，且因此最終進行腐蝕、侵蝕、或累積污染物及聚合物堆積。電漿蝕刻及沈積條件導致暴露於電漿之室部件之表面上發生腐蝕及粗糙化。此腐蝕藉由將粒子自組件表面釋放到室中而造成晶圓級污染，從而導致半導體裝置良率損失。

為了解決此，有時室組件具有在暴露於製程氣體時耐腐蝕及耐侵蝕的表面層。表面層形成於可具有優異機械、電氣或其他較佳性質的基底或基材之上。已知例如氧化釔或釔鋁石榴石之耐腐蝕膜或塗層待沉積在由比最耐腐蝕材料的價格較低且強度較強的不同材料（諸如氧化鋁）形成之基底或基材上。此類膜或塗層已透過若干方法製成。氣相沉積方法已用於沉積耐腐蝕膜在基材上，然而，由於內部膜應力且通常小孔存在於薄膜中，而造成氣相沉積限於相對薄層。這些內膜應力造成不良的層間黏著性，並導致一般在耐腐蝕膜與基底材料之間的界面處的脫層，使此等層易於裂解及剝裂，從而引起非所欲的微粒污染。藉由氣溶膠或電漿噴霧技術製成之耐腐蝕塗層或膜通常呈現一般約在3%至50%之間的孔隙率的高位準及對應低密度。此外，藉由氣溶膠或噴霧方法產生之此等膜展現介於基材材料與耐腐蝕層間之不良界面黏著性，導致剝落及脫落以及後續室污染。

用於膜沉積至燒結基材上之可商購方法使膜厚度限制至小於約0.45 mm及更小。此類膜厚度通常具有由下伏基材中非均勻性所造的孔，且孔及有限的膜厚度之存在使膜表面層易於裂解，在處理期間使下伏基材暴露於腐蝕製程氣體及粒子產生。

形成耐腐蝕、高強度燒結體及/或組件之其他方法涉及層壓預鑄膜、施加壓力至膜以形成層壓體、隨後共燒結該層壓體。這些方法通常使用無壓力燒結，且經燒結層壓體的平坦度係依賴於緊密匹配各別膜的燒結速率。例如，若頂部膜之燒結速率大於底部層，則燒結陶瓷層壓體將具有凹形曲率，而若底部膜之燒結速率大於頂部膜之燒結速率，則燒結陶瓷層壓體將具有凸形曲率（兩者經組態有面向上之頂部膜）。燒結速率變異在燒結層壓體中產生殘餘的應力，使其易於破裂及裂解，尤其在大尺寸下。因此，為共燒結所選取之材料限於具有相同或非常類似之時間、溫度及持續時間的燒結參數(sintering profile)，如熟習此項技術者已知。另外，此等燒結層壓體通常呈現層之間的不良界面黏著性，導致頂部層之剝離及剝裂，與低密度組合，使其易於破裂、脫層及裂解。

隨著半導體基材之尺寸增加，需要耐腐蝕、高強度燒結陶瓷體，且尤其是大型尺寸（大於100 mm，例如，諸如100 mm至625 mm），以實現大規模製造半導體裝置。

因此，此項技術中需要具有耐腐蝕性及耐侵蝕性、層之間的高黏著性、低介電損失正切、高導熱率及高機械強度之組合性質的多層燒結陶瓷體，以供在電漿處理室中使用。

為了滿足此等及其他需求，且有鑑於其目的，本揭露提供一種多層燒結陶瓷體、以及一種用於製備具有改善機械、電氣與熱性質及處理能力之大型多層燒結陶瓷體之方法的實施例。

在本文中描述燒結陶瓷體（本文中亦稱為多層燒結陶瓷體）及其製造方法。這些陶瓷體提供對氯及氟基製程氣體的高耐腐蝕性、低介電損失正切(tan δ)、高導熱率及高機械強度，且因此期望用作為在使用鹵素基製程氣體的半導體電漿處理室中之組件。陶瓷體特別適合用作為尺寸100 mm及更大的大型室組件。

實施例1.一種多層燒結陶瓷體，其包含：包含多晶YAG之至少一個第一層，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層，其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量，且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17在25至1400℃之一溫度範圍內所測量，其中用於計算各差異之該至少一個第一層及該至少一個第二層之該CTE各在相同溫度範圍內測量，且至少一個第二層包含從0.1至1.0體積%氧化鋯。

實施例2.如實施例1之多層燒結陶瓷體，其中該多層燒結陶瓷體具有從100至625 mm之一最大尺寸。

實施例3.如實施例1或2之多層燒結陶瓷體，其中該等孔隙具有0.1至2 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量。

實施例4.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該等孔隙具有0.1至1 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量。

實施例5.如前述實施例中任一項中之多層燒結陶瓷體，其中該等孔隙特徵在於約2至約600 µm ²/mm ²之累積孔隙分佈，如使用SEM及影像處理方法所測量。

實施例6.如實施例5之多層燒結陶瓷體，其中該孔隙分佈係從約2至約300 µm ²/mm ²如藉由SEM所測量。

實施例7.如前述實施例中任一項中之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個表面具有之孔隙率佔該至少一個表面之一總面積的百分比係0.0005至1%，如藉由SEM所測量。

實施例8.如實施例7之多層燒結陶瓷體，其中該孔隙率佔該至少一個表面之一總面積的百分比係0.005至2%。

實施例9.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層之相對密度及至少一個第二層之相對密度係從99至100%。

實施例10.如實施例9之多層燒結陶瓷體，其中在該多層燒結體之一最大尺寸上，該相對密度變化5%或更低。

實施例11.如實施例10之多層燒結陶瓷體，其中在該最大尺寸上，該相對密度變化3%或更少。

實施例12.如實施例11之多層燒結陶瓷體，其中在該最大尺寸上，該相對密度變化1%或更少。

實施例13.如實施例10至12中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該最大尺寸係從約400至625 mm。

實施例14.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中介於該至少一個第一層與該至少一個第二層之間的熱膨脹係數(CTE)差異係從約0至0.3 × 10-6/℃。

實施例15.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中在從環境溫度至約1700℃之溫度範圍內，維持介於該至少一個第一層與該至少一個第二層之間的熱膨脹係數(CTE)差異的絕對值。

實施例16.如前述請求項中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第二層包含從0.1至1.0體積%氧化鋯。

實施例17.如實施例1之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第二層包含0.5體積%氧化鋯。

實施例18.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層包含98至99.3體積%之量的YAG，且餘量包含包含選自由氧化鋁、氧化釔、YAM、YAP及其組合所組成之群組的至少一種晶相，如使用XRD、SEM及影像處理方法所測量。

實施例19.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中相對於該至少一個第一層之質量，該至少一個第一層具有小於25 ppm之一總雜質含量，如藉由ICPMS所測量。

實施例20.如前述實施例中任一項中之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層不含摻雜劑。

實施例21.如前述實施例中任一項中之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層不含燒結助劑。

實施例22.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中相對於該至少一個第一層之質量，該至少一個第一層包含從14至25 ppm之一量的二氧化矽，如藉由ICPMS所測量。

實施例23.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層具有從0.0005至1 µm之Sa，如根據ISO標準25178-2-2012所測量。

實施例24.如實施例26之多層燒結陶瓷體，其中Sa係從0.001至0.020 µm，如根據ISO標準25178-2-2012所測量。

實施例25.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層具有從0.3至3 µm之Sz，如根據ISO標準25178-2-2012所測量。

實施例26.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第二層具有之密度係從3.47至3.58 g/cc，如根據ASTM B962-17所測量。

實施例27.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中相對於該至少一個第二層之質量，該至少一個第二層具有10至80 ppm之一總雜質含量，如使用ICPMS方法所測量。

實施例28.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其具有由該至少一個第一及第二層所界定之一界面，其中該界面具有一平均界面線，且從該界面至該平均界面線的一距離變化從10至100 µm之量，如藉由SEM所測量。

實施例29.如實施例34之多層燒結陶瓷體，其中由該至少一個第一及第二層所界定之一界面具有從1至3之扭度，如藉由SEM所測量。

實施例30.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層具有一厚度d1，且該至少一個第二層具有一厚度d2，其中該至少一個第二層之該厚度係80%至98%的該至少一個第一及第二層之組合厚度。

實施例31.如前述實施例中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第一層具有小於90之L*值，如在該至少一個第一層之一面向電漿表面上所測量。

實施例32.一種製造一多層燒結陶瓷體之方法，該方法包含以下步驟：a)組合氧化釔(yttria)粉末及氧化鋁粉末以製造一第一粉末混合物；b)組合氧化鎂粉末、氧化鋁粉末及氧化鋯粉末以製造一第二粉末混合物；c)藉由施加熱量以使該第一粉末混合物及該第二粉末混合物之溫度升高至一煅燒溫度，並維持該煅燒溫度以執行煅燒來煅燒該等粉末混合物，以形成第一經煅燒粉末混合物及第二經煅燒粉末混合物；d)將該第一經煅燒粉末混合物及該第二經煅燒粉末混合物分開地設置於由一燒結設備之一工具集所界定之一容積內，以形成該第一經煅燒粉末混合物之至少一個層及該第二經煅燒粉末混合物之至少一個層，並在該容積內產生真空條件；e)將壓力施加至該第一及第二經煅燒粉末混合物之該等層，同時加熱至一燒結溫度且進行燒結以形成該多層燒結陶瓷體，其中在燒結後，該第一經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第一層，且該第二經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第二層；及f)降低該多層燒結陶瓷體之溫度，其中該至少一個第一層包含多晶YAG，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層，其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如使用SEM及影像處理方法所測量，且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17在25至1400℃之一溫度範圍內所測量，其中用於計算各差異之該至少一個第一層及該至少一個第二層之該CTE各在相同溫度範圍內測量。且該至少一個第二層包含從0.1至1.0體積%氧化鋯。

實施例33.如實施例32之方法，其進一步包含以下步驟：g)可選地藉由施加熱量以升高該多層燒結陶瓷體之溫度以達到一退火溫度且執行退火，來對該多層燒結陶瓷體進行退火；及h)降低經退火之該多層燒結陶瓷體之溫度。

實施例34.如實施例32或33之方法，其中該工具集包含一石墨模具，該石墨模具具有一容積、一內壁、一第一開口及一第二開口、以及一第一衝頭及一第二衝頭，該第一衝頭及該第二衝頭操作地與該模具耦合，其中該第一衝頭及該第二衝頭中之各者具有一外壁，該外壁所界定之一直徑小於該模具之該內壁之一直徑，從而當該第一衝頭及該第二衝頭中之至少一者在該模具之該容積內移動時，該第一衝頭及該第二衝頭中之各者與該模具之該內壁之間產生一間隙。

實施例35.如實施例34之方法，其中該間隙係在該模具之該內壁與該第一衝頭及該第二衝頭之各者之該外壁之間從10至100 µm之一距離。

實施例36.如實施例32至435中一項之方法，該至少一個第二層包含0.5體積%氧化鋯。

實施例37.如實施例32至36中任一項之方法，其中該燒結溫度係從1000℃至1300℃。

實施例38.如實施例32至37中任一項之方法，其中從5至59 MPa的壓力施加至該經煅燒粉末混合物，同時加熱至該燒結溫度。

實施例39.如實施例38之方法，其中該壓力係從5至40 MPa。

實施例40.如實施例39之方法，其中該壓力係從5至20 MPa。

實施例41.如實施例32至40中任一項之方法，其中第一及第二經煅燒粉末混合物具有100 ppm或更低之一組合總雜質含量，如藉由ICPMS所測量。

實施例42.如實施例32至41中任一項之方法，其中該第二經煅燒粉末混合物包括以重量計從0.1至1.0體積%之量的氧化鋯。

實施例43.如實施例32至42中任一項之方法，其中該第一粉末混合物及該第二粉末混合物係如藉由x射線繞射所判定的結晶。

實施例44.如實施例32至43中任一項之方法，其中該第一及第二經煅燒粉末混合物之各者具有從1 m ²/g至約10 m ²之比表面積(SSA)，如根據ASTM C1274所測量。

實施例45.如實施例32至44中任一項之方法，其進一步包含以下步驟：i)機械加工該多層燒結陶瓷體以在電漿處理腔室中產生呈下列形狀的一多層燒結陶瓷組件：一介電窗、一RF窗、一聚焦環、一程序環、一沉積環、一噴嘴或氣體注射器、一噴淋頭、一氣體分配板、一蝕刻室襯墊、一電漿源配接器、一氣體入口配接器、一擴散器、一靜電晶圓夾頭(electrostatic wafer chuck, ESC)、一夾頭、一定位盤(puck)、一離子抑制器元件、一面板、一隔離器、一間隔物、及/或一保護環。

實施例46.一種藉由如實施例32至45中任一者之方法製成的多層燒結陶瓷體。

實施例47.如實施例46之多層燒結陶瓷體，其具有從100至約625 mm之一最大尺寸。

實施例48.如實施例47之多層燒結陶瓷體，其具有從400至約625 mm之一最大尺寸。

本發明之實施例可以單獨或彼此組合使用。 【圖示簡單說明】

當結合隨附圖式閱讀時，可自下列詳細描述最佳地理解本揭露。所強調的是，根據慣例，圖式之各種特徵並非按比例繪製。相反地，為了清楚起見，各種特徵之尺寸係被任意擴大或縮小。圖式包括下列圖： ［圖1］描繪a)在多層燒結陶瓷體之界面104的5000倍的SEM顯微圖，及b)繪示根據如本文中所揭示實施例之非線性界面104之扭度(T)的測量； ［圖2］描繪根據本文中所揭示實施例之一多層燒結陶瓷體的例示性示意圖； ［圖3］描繪氧化釔/氧化鋁雙組分相圖； ［圖4］圖8繪示根據本文中所揭示實施例之包含YAG之至少一個第一層100的x射線繞射結果； ［圖5］描繪a)使用背向散射偵測(BSD)方法的包含多晶YAG之至少一個第一層之表面的SEM顯微圖，及b)根據如本文中所揭示之對應於實例2之實施例的定限以顯露孔隙率氧化鋁相之後的該表面之相同區域的SEM影像； ［圖6］描繪a)（使用拓樸成像方法）包含圖6之YAG之至少一個第一層之表面的拓樸SEM顯微圖，及b)根據如本文中所揭示之對應於實例2之實施例的定限以顯露孔隙率氧化鋁相之後的該表面之相同區域的拓樸SEM影像； ［圖7］繪示具有包含YAG之至少一個第一層100的一體式多層燒結陶瓷體之孔隙面積相對於孔隙大小； ［圖8］繪示具有包含YAG之至少一個第一層100的多層燒結陶瓷體之孔隙面積相對於孔隙大小； ［圖9］之a)描繪包含YAG之多層燒結陶瓷體之至少一個層之表面的SEM顯微圖，及b)展示在圖7及圖8之7個影像內的包含孔隙率之表面積的總%； ［圖10］之a)描繪多層燒結陶瓷體98之示意圖，及b)繪示根據如本文中所揭示實施例之非線性界面104的視圖； ［圖11］之a)繪示表徵根據如本文中所揭示之實施例的非線性界面104之扭度(T)δ及b)描繪平均界面線(IL)； ［圖12］係根據一實施例之包含立方尖晶石相之燒結體之例示性層的XRD圖案； ［圖13］係展示實例4之五個樣本的拋光表面在5000倍下的SEM顯微圖； ［圖14］係由實例5所製成之鎂鋁尖晶石層之5000倍放大率的SEM顯微圖；及 ［圖15］係由實例5所製成之YAG之層G5000倍放大率的SEM顯微圖。 ［圖16］繪示在200度C至1400度C之溫度範圍內的介於YAG與尖晶石之間的CTE的差異。

下列詳細描述假設本揭露實施在作為在半導體基材上製造裝置之部分所需的設備（諸如蝕刻腔室或沉積腔室）內。然而，本發明不限於此。工件可具有各種形狀、尺寸、及材料。除了半導體晶圓處理之外，可以利用本發明之其他工件包括各種物品，諸如精細特徵尺寸無機電路板、磁性記錄媒體、磁性記錄感測器、鏡子、光學元件、微機械裝置、及類似者。

如本文所用，用語「氧化鋁(alumina)」理解為Al ₂O ₃，而「氧化鎂(magnesia)」理解為MgO。

如本文中所使用，用語「半導體晶圓(semiconductor wafer)」、「晶圓(wafer)」、「基材(substrate)」、及「晶圓基材(wafer substrate)」可互換使用。在半導體裝置產業中使用之晶圓或基材一般具有200 mm、或300 mm、或450 mm及更大之直徑。

如本文中所使用，用語「燒結陶瓷體(sintered ceramic body)」與「多層燒結陶瓷體(multi-layer sintered ceramic body)」、「耐腐蝕黏合陶瓷(corrosion resistant sintered ceramic)」、「耐腐蝕體(corrosion resistant body)」、「燒結陶瓷(sintered ceramic)」、「多層一體式體(multi-layer unitary body)」及類似用語同義，且係指藉由施加壓力及熱而由共壓實多於一種粉末混合物所形成的一體式、整體式燒結陶瓷製品，其產生一體式緻密多層燒結陶瓷體。該一體式多層燒結陶瓷體可經機械加工為可用作電漿處理應用中之腔室組件之一體式多層燒結陶瓷組件。由於本文中所揭示之多層燒結陶瓷體不是藉由層壓預形成層所形成，亦即，本文中所揭示之多層燒結陶瓷體不是層壓體。

「一體式(unitary)」或「整體式(integral)」意謂本身完整而無需額外部件的單一件或單一一體式部件，即，該部件係屬於與另一部件形成為一單元的單塊件。

如本文件中所使用，用語「實質上(substantially)」係描述性用語，其表示近似值，且意指「在程度上相當大(considerable in extent)」或「很大程度上但不完全係所指定的(largely but not wholly that which is specified)」，並意旨在避免對所指定參數設下嚴格數值邊界。

如本文中所使用，用語「燒結陶瓷組件(sintered ceramic component)」或「多層燒結陶瓷組件(multilayer sintered ceramic component)」係指在將陶瓷形成為特定形狀之所欲組件的機械加工步驟之後的燒結陶瓷體、多層燒結陶瓷體或耐腐蝕性陶瓷，以用於半導體處理腔室中，如本文所揭示。

如本文中所使用，用語「粉末混合物(powder mixture)」意指在燒結程序之前混合在一起的多於一種起始粉末在燒結步驟之後，由此形成至燒結陶瓷體中。如本文所揭示之已經受煅燒之粉末混合物稱為「經煅燒粉末混合物(calcined powder mixture)」。

如本文中所使用，用語「奈米粉末(nanopowder)」意欲涵蓋具有平均或d50粒徑為約100 nm及更小之彼等粉末。

在應用於陶瓷之熱處理時，用語「退火(annealing)」在本文中被理解為意指在空氣中對所揭示之燒結陶瓷體進行的熱處理，以釋放應力及/或使化學計量正規化。

如本文中所使用，用語「工具集(tool set)」係可包含至少一個模具及至少兩個衝頭的工具集。當完全組裝，該工具集界定用於沉積如所揭示之經煅燒粉末混合物的容積。

如本中所使用，「固溶體(solid solution)」係定義為共用相同晶格結構之不同元素的混合物。晶格內之混合物係可取代的，其中一個起始晶體之原子替代另一者之原子，或可係間隙性的，其中原子佔據晶格中通常空缺之位置。

如本文中所使用，用語「奈米粉末(nanopowder)」意欲涵蓋比表面積大於20 m ²/g之粉末。

如本文中所使用，用語「相(phase)」理解為具有特定結晶結構之燒結陶瓷體的相異、結晶區域、部分或層。

如本文中所使用，用語「層(layer)」理解為意指材料之厚度，一般係幾種之一。材料可係例如陶瓷粉末、或經燒結區域或經燒結部分。

如本文中所使用，「環境溫度(ambient temperature)」係指約22℃至25℃之溫度範圍。

如本文中所使用，用語「純度(purity)」係指在下列者中不存在各種污染物：a)可形成粉末混合物之起始材料；b)處理後之粉末混合物（或經煅燒粉末混合物）；及c)如本文所揭示之燒結陶瓷體或組件。愈接近100%的愈高純度表示具有基本上不具有或具有非常低之污染物或雜質的材料，其包含實質上存在於起始粉末中的材料組成物，如所揭示。

如本文中所使用，用語「雜質(impurity)」係指存在於粉末或燒結陶瓷中除所意欲化合物本身外的化合物/污染物（氧化鎂、氧化鋁、氧化釔及氧化鋯之起始粉末、粉末混合物及由其形成之陶瓷）。雜質可存在於起始粉末、粉末混合物、處理之後的粉末混合物、及燒結陶瓷體內。使用ICPMS方法來判定如本文所揭示之燒結體的粉末、粉末混合物以及第一層及第二層的雜質含量。

如本文中所使用，用語「摻雜物(dopant)」係添加至主體材料中以在陶瓷材料中產生所欲特性（例如，改變電性質）的物質。一般而言，若使用，則摻雜物以低濃度存在，亦即，＞0.002 wt%至＜0.05 wt%。

雜質不同於摻雜物在於，如本文中所定義之摻雜物係有意添加至起始粉末或粉末混合物的化合物，以實現某些電、機械、光學或其他性質，例如在燒結陶瓷體中諸如粒度(grain size)修改。如本文中所使用，用語「摻雜劑(dopant)」不包括如在氧化鋯起始材料中所包括的Hf及Y，只要它們可以保留在燒結陶瓷體中。

如本文中所使用，用語「燒結助劑(sintering aid)」係指諸如二氧化矽(SiO ₂)、氧化鋰(Li ₂O)、氟化鋰(LiF)、氧化鎂(MgO)、及/或氧化鈣(CaO)等化合物，其等在燒結程序期間增強緻密化，且從而降低孔隙率。Hf及Y存在於起始粉末中且在其等保持在燒結陶瓷中的情況中，不包含燒結助劑、雜質或摻雜物，如本文中所定義。

如本文中所使用，用語「實質上(substantially)」及「約(approximately及about)」在與數字結合使用時允許正負10%之變化。

如本文中所使用，用語「熱膨脹係數(CTE)」係根據ASTM E228-17在從25至200℃至25至1400℃、較佳地從25至1200℃、更佳地從25至1000℃、更佳地25至800℃、更佳地從25至600℃、更佳地從25至400℃、更佳地從25至200℃之溫度範圍內所測量。CTE描述物件之尺寸如何隨溫度變化而變化。具體而言，CTE測量在恆定壓力下溫度隨度變化而發生的每度之尺寸分率變化。為了判定在特定溫度下的係數，在參考溫度下測量材料的體積，且在想要判定CTE的溫度下測量材料的體積。之後，基於體積及溫度的差異來判定分率變化。

本揭露之所有CTE值係根據ASTM E228-17進行。具體而言，所使用之參考溫度為環境溫度，具體而言25℃。因此，若揭示一給定溫度（亦即，200℃）之CTE，則已藉由比較在該溫度下之體積（或對於等向性材料的線性膨脹）之體積（或對於等向性材料的線性膨脹）與在環境溫度（具體而言25℃）下之體積或對於等向性材料的線性膨脹）來判定CTE。在與CTE有抵觸的任何情況下，ASTM E228-17始終是佔主導地位的披露。在所揭示之實例中，使用可購自Linseis Messgeraete GmbH of Selb, Germany的立式熱膨脹儀（具體而言，L75型號）測量CTE。

在半導體裝置處理期間，耐腐蝕室組件係用於蝕刻及/或沉積電漿處理室內，並暴露於惡劣之腐蝕環境中，此可能致使粒子釋放到室中，從而由於晶圓級污染而導致良率損失。如本文所揭示之多層燒結陶瓷體及由其製造的相關組件藉由待於下文描述的特定材料性質及特徵而提供用於在半導體處理腔室內使用改善之電漿抗性及增強機械強度。

本文描述用於半導體反應器室中的耐腐蝕性陶瓷，且具體而言，具有多於一層的多層燒結陶瓷體，及其製造。半導體蝕刻及沉積反應器需要具有表面之反應器組件，該等表面具有對用於處理所需之氧氣及含鹵素電漿的高耐腐蝕性及耐侵蝕性。此外，腔室組件必須具備足夠對可處理性及使用的機械強度，特別是大型組件。本文所揭示之多層燒結陶瓷體包含：包含多晶YAG之至少一個第一層，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及包含鎂鋁尖晶石(MgAl ₂O ₄)之至少一個第二層，其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量，且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17所測量。YAG材料具有極佳的耐腐蝕性及耐侵蝕性，而鎂鋁尖晶石具有極佳的熱及介電性質且可容易地加工。此材料之使用例如導致半導體電漿處理腔室組件具有之表面在經受鹵素基電漿蝕刻及沉積條件時提供優於其他材料的改善電漿抗性。

如本文所揭示之燒結陶瓷體可包含具有大尺寸之至少一個第一層及至少一個第二層。至少一個第一層及該至少一個第二層之最大延伸的範圍可從約100 mm至約625 mm，包括122 mm、222 mm、322 mm、及522 mm。至少一個第一層及該至少一個第二層之進一步最大延伸可從100至約625 mm、較佳地從100至622 mm、較佳地從200至約625 mm、較佳地從300至約625 mm、較佳地從400至約625 mm、較佳地從500至約625 mm、較佳地從300至622 mm、較佳地從400至622 mm、且較佳地從500至622 mm變化。

至少一個第一及第二層具有的CTE之差異的絕對值在從0至0.5 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.45 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.4 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.35 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.3 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.25 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.2 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.15 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.1 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.08 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.06 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.04 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.02 × 10 ^-6/℃、且較佳地從0至0.01 × 10 ^-6/℃的量中。

至少第一及第二層之CTE係根據ASTM E228-17在25℃至1700℃之溫度範圍內或在200℃至1400℃之溫度範圍內測量。

用於計算如上述之各差異的至少一個第一及第二層之CTE各在相同溫度範圍內測量。在相同溫度範圍內測量至少一個第一及第二層的CTE之差異。

在環境溫度至約1700℃之完整溫度範圍內或在200℃至1400℃之溫度範圍內，在如上文所提及之CTE之絕對值中，如本文所揭示之燒結陶瓷體之至少一個第一層及至少一個第二層可具有相同或實質上相同之各別CTE。

在百分比基礎上，至少一個第一層及至少一個第二層之組合可具有該至少一個第一層及該至少一個第二層（如相對於該至少一個第一層所測量）之4%及更小、較佳地3.5%及更小、較佳地3%及更小、較佳地2.5%及更小、較佳地2%及更小、較佳地1.5%及更小、較佳地1%及更小、較佳地0.5%及更小的百分比彼此匹配之CTE值（在本文所揭示之溫度範圍內）。

如本文中所揭示之燒結陶瓷體包含在至少一個第一層與第二層之間的一界面層或界面。該界面層通常具有一扭度及一非線性界面，使得該界面層通常介於該至少一個第一與第二層之間曲折。使用如本文所揭示之計算的扭度可介於1.2與2.2之間，具體而言介於1.4與2.0之間。以下文稍後描述用於判定扭度之測量且係基於界面長度相對於界面層之線性距離的增加。因此，本文中揭示一種多層燒結陶瓷體，其具有由至少一個第二層及至少一個第一層界定之界面，其中界面長度增问達從20至70%、較佳地從20至60%、較佳地從20至40%、較佳地從30至80%、較佳地從40至80%、較佳地從50至70%。

相應地，至少一個第二層及至少一個第一層沿界面層可在與多層燒結陶瓷體之最大尺寸相稱之界面面積的界面處相互接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至少1.2之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有至少113 cm ²、較佳地至少452 cm ²、較佳地至少1,018 cm ²、且較佳地至少1,810 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至少1.4之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有至少153 cm ²、較佳地至少616 cm ²、較佳地至少1,386 cm ²、且較佳地至少2,464 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至多2.2之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有至多15,085 cm ²、較佳地至多14,850 cm ²、較佳地至多14,128 cm ²、較佳地至多9,802 cm ²、較佳地至多6,083 cm ²、較佳地至多3,421 cm ²、且較佳地至多1,520 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至多2.0之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有至多12,468 cm ²、較佳地of至多12,272 cm ²、較佳地至多11,676 cm ²、較佳地至多7,852 cm ²、較佳地至多5,028 cm ²、較佳地至多2,828 cm ²、且較佳地至多1,256 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至少1.2之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有從113至約4,488 cm ²、較佳地從113至約4,418 cm ²、較佳地從113至4,204 cm ²、較佳地從113至2,827 cm ²、較佳地從113至1,918 cm ²、較佳地從113至1,018 cm ²、較佳地從113至452 cm ²、較佳地從452至約4,488 cm ²、較佳地從452至約4,418 cm ²、較佳地從452至4,203 cm ²、較佳地從452至2,827 cm ²、較佳地從452至1,810 cm ²、較佳地從1,018至約4,418 cm ²、且較佳地從1,810至4,376 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至少1.4之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有從153至約6,110 cm ²、較佳地從153至約6,013 cm ²、較佳地從153至5,722 cm ²、較佳地從153至3,847 cm ²、較佳地從153至2,464 cm ²、較佳地從153至1,386 cm ²、較佳地從153至616 cm ²、較佳地從616至約6,110 cm ²、較佳地從616至約6,013 cm ²、較佳地從616至5,722 cm ²、較佳地從616至3,847 cm ²、較佳地從616至2,464 cm ²、較佳地從1,386至約6,013 cm ²、且較佳地從2,464至5,957 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至多2.2之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有從378至約15,085 cm ²、較佳地從378至約14,850 cm ²、較佳地從378至14,128 cm ²、較佳地從378至9,502 cm ²、較佳地從378至6,083 cm ²、較佳地從378至3,421 cm ²、較佳地從378至1,520 cm ²、較佳地從1,520至約15,085 cm ²、較佳地從1,520至約14,850 cm ²、較佳地從1,520至14,128 cm ²、較佳地從1,520至9,502 cm ²、較佳地從1,1520至6,083 cm ²、較佳地從3,421至約14,850 cm ²、且較佳地從6,083至14,710 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，考慮到上述至多2.0之扭度，該至少一個第二層及該至少一個第一層在具有從312至約12,468 cm ²、較佳地從312至約12,272 cm ²、較佳地從312至11,676 cm ²、較佳地從312至7,852 cm ²、較佳地從312至5,028 cm ²、較佳地從312至2,828 cm ²、較佳地從312至1,256 cm ²、較佳地從1,256至約12,468 cm ²、較佳地從1,256至約12,272 cm ²、較佳地從1,256至11,676 cm ²、較佳地從1,256至7,652 cm ²、較佳地從1,256至5,028 cm ²、較佳地從2,828至約12,272 cm ²、且較佳地從5,028至7,294 cm ²之面積的非線性界面處彼此接觸。

下文進一步論述圖1之b)所展示之上述之界面層的寬度d。

如圖1之b)中所示之界面層之寬度d通常係1至200 µm，具體而言5至100 µm，更具體而言10至50 µm，且甚至更具體而言係20至30 µm。

在上述之界面層之寬度d內的第一層之體積具有小於5 µm、具體而言小於3 µm、具體而言小於1 µm之最大大小的孔隙。

在上述之界面層之寬度內的第一層之體積具體而言僅具有小於5 µm、具體而言小於3 µm、具體而言小於1 µm之最大大小的孔隙。

如本文中所揭示之寬度d中的至少第一層之體積具有一結構，其中低於0.2%、更佳地小於0.15%、最佳地小於0.1%之體積被上述之孔隙所佔用。

在上述之界面層之寬度內的第二層之體積具有小於5 µm、具體而言小於3 µm、具體而言小於1 µm之最大大小的孔隙。

在上述之界面層之寬度內的第二層之體積僅具有小於5 µm、具體而言小於3 µm、具體而言小於1 µm之最大大小的孔隙。

如本文中所揭示之寬度d中的至少第二層之體積具有一結構，其中低於0.2%、更佳地小於0.15%、最佳地小於0.1%之體積被上述之孔隙所佔用。

本發明之至少一個第一層展現具有在與至少一個第二層相同的範圍內或與至少一個第二層相同的極低大小之孔隙。

如上述之至少一個第一層及至少一個第二層之體積中之孔隙大小係透過使用從Phenom XL掃描式電子顯微鏡以1000倍及5000倍放大率獲得的SEM影像來跨樣本予以測量。將影像匯入至ImageJ軟體中以進行分析。ImageJ已由美國國家衛生院（National Institute of Health (NIH)）開發，且係用於影像處理科學多維影像的基於Java之公眾領域影像處理及分析程式。用於測量粒度之半自動及自動影像分析方法之使用描述於ASTM標準E1382中。分析具有尺寸53.7 µm×53.7 µm之影像以判定跨所提及體積所存在之孔隙大小。

至少一個第一層具有之平均密度較佳地係98.5%及更大或99.5%及更大，且跨最大尺寸的密度變化係5%或更少、較佳地4%或更少、較佳地3%或更少、較佳地2%或更少、較佳地1%或更少，其中最大尺寸可係例如約625 mm及更小, 622 mm及更小, 610 mm及更小、較佳地575 mm及更小、較佳地525 mm及更小、較佳地從100至625 mm、較佳地從100至622 mm、較佳地從100至575 mm、較佳地從200至625 mm、較佳地從200至510 mm、較佳地從400至625 mm、且較佳地從500至625 mm。至少一個第一層具有之平均密度也可以在如上所述的界面層之寬度d中實現。

如本文所揭示之至少一個第二層較佳地具有例如從在98至100%之間、從在99%至100%之間、進一步在99.5至100%之間的相對密度。用語「相對密度(relative density)」係指所測量密度與理論密度之間的差異百分比。

至少一個第一層較佳地具有從0.0005至2%、較佳地從0.0005至1%、較佳地從0.0005至0.5%、較佳地從0.0005至0.05%、較佳地從0.0005至0.03%、較佳地從0.0005至0.005%、較佳地從0.0005至0.003%、較佳地從0.0005至0.001%、較佳地從0.005至2%、較佳地從0.05至2%、較佳地從0.5至2%、較佳地從0.005至2%、較佳地從0.005至1%、較佳地從0.05至2%、較佳地從0.05至1%、且較佳地從0.5至2%之量的孔隙率佔總面積之百分比，如從SEM影像以及使用ImageJ軟體及方法所測量，如本文所揭示。

在燒結陶瓷體中，至少一個第二層較佳地具有從0.1至2%、較佳地從0.1至1.5%、較佳地從0.1至1%、較佳地從0.1至0.5%之量的體積孔隙率。

至少一個第一及第二層之上述密度及孔隙率特別實現於其在上述寬度d中之界面層周圍的體積。

介於至少一個第一層與至少一個第二層之間的CTE差異的特徵與在上述寬度d中之界面層周圍的至少一個第一層及至少一個第二層之高密度的特徵之組合提供對於所形成之一體式本體之穩定性對頂部層之剝離及剝裂的有益效應。

介於至少一個第一層與至少一個第二層之間的CTE差異的特徵與在上述寬度d中之界面層周圍的至少一個第一層及至少一個第二層之高密度的特徵之組合提供避免破裂、脫層及裂解的有益效應。

即，CTE差值的特徵及體積中之最大孔隙大小經預期提供介於至少第一層與至少第二層之間的增強黏著性。

參考圖2之實施例，揭示一種多層燒結陶瓷體98，其具有至少一個第一層100，該至少一個第一層具有面向電漿表面106，該面向電漿表面提供對鹵素基電漿及離子轟擊之腐蝕及侵蝕效應的抗性、小孔隙大小之孔隙率的受控分佈、高純度、高密度及低表面粗糙度。較佳地，至少一個第一層100具有與至少一個第二層102之熱膨脹係數(CTE)相同或實質上相同的CTE。此外，本揭露之多層燒結陶瓷體98包含由至少一個第一層100及至少一個第二層102所界定之非線性界面104，其中該非線性界面可提供層之間的增強黏著性。

至少一個第二層102包含鎂鋁尖晶石(MgAl ₂O ₄)。至少一個第二層102展現高機械強度、增強的勁度、高導熱率、低介電損失及熱膨脹係數，其與至少一個第一層100之CTE相同或實質上相同。具有在如本文中所揭示範圍內之CTE值的至少一個第一及第二層提供大尺寸（從100 mm至約625 mm，包括122 mm、222 mm、322 mm及522 mm）之多層燒結組件的製備。此外，揭示製備此類耐腐蝕、多層燒結陶瓷之製備方法及其在電漿處理室中之使用。

在一些實施例中（圖2中未展示），與至少一個第一層100相對的第三層可存在且包含CTE與如本文所揭示之層100及102緊密匹配的任何陶瓷材料。舉實例而言，若存在，該第三層可包含選自由YAG、氧化鋁及氧化鋯所組成之群組的至少一個種材料。較佳地，至少一個第一、第二與第三層之任一者之間的CTE係數之差異的絕對值係從0至0.75 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17所測量。

在一實施例中，本文揭示一種多層燒結陶瓷體，其包含：包含多晶YAG之至少一個第一層，其中介於該至少一個第一層與該至少一個第二層之間的熱膨脹係數(CTE)差異的絕對值係從0至0.6 × 10-6/℃（如根據ASTM E228-17所測量），其中該至少一個第一層及該至少一個第二層形成一一體式多層燒結陶瓷體。

根據一實施例，一種多層一體式燒結陶瓷體可由至少一個第一及第二層形成，該至少一個第一及第二層具有的CTE之差異的絕對值在從0至0.5 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.45 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.4 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.35 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.3 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.25 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.2 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.15 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.1 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.08 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.06 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.04 × 10 ^-6/℃、較佳地從0至0.02 × 10 ^-6/℃、且較佳地從0至0.01 × 10 ^-6/℃的量中。當介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的CTE在此等範圍內變化，且更具體而言，當介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的CTE在25℃至1700℃之溫度範圍內或在200℃至1400℃之溫度範圍內的此等範圍內變化（如根據ASTM E228-171所測量）時，可使用如本文中所揭示之壓力輔助方法形成具有層之間的高強度及高黏著性之一體式多層燒結陶瓷體，具體而言，大尺寸（＞100 mm至約625 mm）者。由於包含如本文所揭示之至少一個第一及第二層的陶瓷材料之等向性性質，如本文所使用之熱膨脹係數(CTE)可互換地指可線性或體積CTE。較佳地，介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的CTE差異經最小化以減少層之間的界面應力。介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的CTE差異大於如本文所揭示者，會導致破裂及/或裂解。

仍參考圖2，多層燒結陶瓷體98包含具有厚度d1之至少一個第一層100，且102繪示具有厚度d2之至少一個第二層102。在較佳實施例中，d2可包含約75%至98%之總厚度(d1 + d2)。由CTE錯配所引起之應力會影響多層燒結陶瓷體之機械強度及完整性。因此，若燒結陶瓷體的介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的CTE之絕對值差異太大，則該多層燒結陶瓷體之至少一個層會在執行本文所揭示之方法之步驟後裂解及/或破裂。在所有製程溫度（且具體而言，在高溫下，諸如在燒結、退火（且具體而言，在冷卻）期間）中此CTE差異極為重要，其中CTE之差異會在冷卻期間導致在燒結體的層之間的顯著界面應力。因此，為了形成具有高機械強度、層之間的高黏著性強度及足夠的可處理性（不會裂解或破裂）的多層一體式燒結陶瓷體，多層燒結陶瓷體的至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的CTE差異較佳地在所揭示範圍內，且進一步儘可能緊密匹配。根據如所揭示之方法，在從環境溫度（或約200℃，如圖式中所揭示）至約1700℃（或至少至1400℃，如圖式中所揭示）之溫度範圍內，在CTE之絕對值中，至少一個第一及第二層可具有相同或實質上相同之各別CTE。如本文所用，用語「CTE匹配(CTE match)」係指在如所揭示之較佳範圍內之CTE（自0至約0.6 × 10 ^-6/℃）不同的至少一個第一層100及至少一個第二層102之組合。在一個實施例中，至少一個第一層100包含多晶YAG，其中至少一個第一層100與至少一個第二層102（包含鎂鋁尖晶石）CTE匹配以形成一體式多層燒結陶瓷體。在百分比基礎上，至少一個第一層100及至少一個第二層102之組合可具有在至少一個第一層100及至少一個第二層102（如相對於至少一個第一層100所測量）之4%及更小、較佳地3.5%及更小、較佳地3%及更小、較佳地2.5%及更小、較佳地2%及更小、較佳地1.5%及更小、較佳地1%及更小、較佳地0.5%及更小的百分比彼此匹配之CTE值（在本文所揭示之溫度範圍內）。

除了CTE匹配之外，多層燒結陶瓷體較佳地具有高導熱性，以供用作為半導體電漿處理室之組件。包含鎂鋁尖晶石之間的至少一個第二層102將顯著影響一體式多層燒結體之性質。至少一個第二層102之高導熱率係重要的材料性質，以有效地分配熱且藉此在使用期間避免在至少一個第二層內的局部過熱。此局部過熱會導致一體式多層燒結體之裂解或破裂。

此外，在至少一個第二層102內使用已知形成玻璃的此等化合物（諸如氧化鎂、二氧化矽及氧化鈣）作為燒結助劑會導致低導熱率、存在於晶粒之間的玻璃相，因此不利地影響導熱率。因此，在一些實施例中，較佳地，相對於該第二層之質量，至少一個第二層102具有在從約2至100 ppm、較佳地從約2至75 ppm、較佳地從約2至50 ppm、較佳地從約2至25 ppm、較佳地從約2至20 ppm、較佳地從約2至10 ppm、較佳地約8 ppm之範圍內的氧化鎂及/或氧化鈣，如使用ICPMS方法所測量。在其他實施例中，相對於至少一個第二層102之質量，至少一個第二層102可包含從約14 ppm至100 ppm、較佳地從約14 ppm至約75 ppm、更佳地從約14 ppm至約50 ppm、較佳地從約14 ppm至約30 ppm、較佳地約14 ppm（如使用ICPMS方法所測量）之量的二氧化矽。包含在所揭示範圍內之燒結助劑的第二層102可提供多層燒結陶瓷體，其不含或實質上不含玻璃纖維，而在多層燒結陶瓷體內提供高導熱性。

導熱率係由根據ASTM E1461-1執行的熱擴散測量值計算。在實施例中，包含約16體積%之氧化鋯的至少一個第二層102經計算以在環境溫度下具有約25 W/m-K之導熱率，且在200℃下約14 W/m-K之導熱率。若在電漿處理室中至少一個第二層用作為面向電漿層，則相對於至少一個第二層102之體積，至少一個第二層102較佳地包含以體積計約10%至約25%之量的氧化鋯，以提供足夠的導熱率以供在如本文中所揭示需要高導熱率之電漿處理室中用作為例如介電或RF窗或蓋。然而，若至少一個第二層係尖晶石且在電漿處理室中背對電漿之一支撐層，以支撐面向電漿之一YAG層，則相對於至少一個第二層102的體積，至少一個第二層102較佳地包含以體積計約0.1至約1%之量的氧化鋯。如下文所描述，此係為了在燒結期間降低尖晶石中的晶粒生長，且不會實質上影響尖晶石之CTE。在本文所描述之採用YAG作為面向電漿層的實施例可包括最小量的氧化鋯，但係以使得其具有不顯著影響YAG之CTE的小量。因此，尖晶石及YAG將具有彼此接近的CTE，如圖16所示。

為了在使用期間進一步防止局部熱點及過熱，特別是對於RF應用，低介電損失是較佳的。介電損失可受到此類雜質、燒結助劑及/或摻雜劑之粒度及存在的材料性質影響。在至少一個第二層102中之雜質及/或燒結助劑及/或摻雜劑（具體而言，諸如二氧化矽）的存在會導致更高的介電損失。使用高純度/低雜質含量之起始粉末及保留純度之方法導致高純度且相應地低總雜質含量的至少一個第二層102。因此，在實施例中，相對於所揭示之至少一個第二層之質量，至少一個第二層102可具有從5至200 ppm、較佳地從5至150 ppm、較佳地小於100 ppm、較佳地小於50 ppm、較佳地小於25 ppm、較佳地小於15 ppm、較佳地從10至100 ppm、較佳地從10至80 ppm、較佳地從10至60 ppm、較佳地從10至40 ppm、較佳地從20至80 ppm、較佳地從30至60 ppm的總雜質含量，如使用ICPMS方法所測量。在實施例中，至少一個第二層102由經煅燒粉末混合物形成，相對於經煅燒粉末混合物之總質量，該經煅燒粉末混合物包含從約14至100 ppm、較佳地從約14至75 ppm、較佳地從約14至50 ppm、較佳地從約14至25 ppm、較佳地約14 ppm之量的二氧化矽。在實施例中，相對於至少一個第二層102之質量，至少一個第二層102可包含從約2至100 ppm、較佳地從約2至75 ppm、較佳地從約2至50 ppm、較佳地從約2至25 ppm、較佳地從約2至20 ppm、較佳地從約2至10 ppm、且較佳地約8 ppm之量的氧化鎂(MgO)，如使用ICPMS方法所測量。

在環境溫度下在1 MHz之頻率，包含如本文所揭示之量之氧化鈣、二氧化矽及氧化鎂的至少一個第二層102之總雜質含量提供具有小於0.7 × 10 ^-4之介電損失的至少一個第二層102，如根據ASTM D150所測量，如表3所列。在實施例中，至少一個第二層102不含或實質上不含摻雜劑及/或燒結助劑，如本文所揭示。如本文所用，關於摻雜劑、燒結助劑及其他化合物之位準的用語「不含(free of)」指示其等以約2 ppm及更小之量存在，如藉由ICPMS方法所判定，如本文所揭示。如本文所揭示之至少一個第二層102提供適合作為室組件之低介電損失，具體而言，作為於高頻率、RF電漿處理室中使用之組件。

用於製造半導體裝置之電漿處理室經設計以容納具有愈來愈大直徑之基材，其對應地需要大型尺寸之室組件。由本文所揭示之多層燒結陶瓷體所製造的這些室組件可具有例如從100至約625 mm、較佳地從100至622 mm、較佳地從200至約625 mm、較佳地從300至約625 mm、較佳地從400至約625 mm、較佳地從500至約625 mm、較佳地從300至622 mm、較佳地從400至622 mm、且較佳地從500至622 mm之最大尺寸。已知提供耐腐蝕性及耐侵蝕性的許多材料難以燒結，導致低密度及相應的低燒結強度，這可能導致破裂或裂解。此使得由此等耐腐蝕材料製造大型單塊固體本體組件具有挑戰性，且在許多情況下，係不可行的。因此，需要形成至少一個第二層102的高強度材料（與如本文所揭示之耐腐蝕材料相容），以實現大尺寸室組件之製造。至少一個第二層102為一體式多層耐腐蝕性燒結體提供機械強度及勁度，如本文所揭示。至少一個第二層102可經燒結成非常高密度，且在實施例中，經燒結成完全緻密本體，其提供製造大尺寸之多層燒結體所需的機械強度及勁度，該等多層燒結體具有例如從100至約625 mm、較佳地從100至622 mm、較佳地從200至約625 mm、較佳地從300至約625 mm、較佳地從400至約625 mm、較佳地從500至約625 mm、較佳地從300至622 mm、較佳地從400至622 mm、且較佳地從500至622 mm的最大尺寸。

在真空條件下在半導體反應器中使用期間，由如本文所揭示之多層燒結陶瓷體製造之耐腐蝕性多層組件可能會經受超過500 mm之組件尺寸的彎曲應力。高強度及增加的勁度/楊氏模數之特性對於如本文所揭示之材料應用作為大規模蝕刻及/或沈積室之組件可能是必需的。98%緻密之氧化鋁的撓曲強度被報告係約375 Mpa，且勁度（彈性模數/楊氏模數）報告係約350 GPa（Coorstek Advanced Alumina資料表，可線上取得）。如本文所揭示之至少一個第二層102可提供約相同或超過氧化鋁的機械強度及勁度/楊氏模數，同時提供與至少一個第一層100匹配之所需CTE。使用如本文中所揭示之至少一個第二層102可顯著增強由多層燒結陶瓷體製造之一體式多層組件的彎曲強度及剛性，以實現製作大型（＞100至625 mm尺寸）組件，其具有高強度、高勁度及對鹵素基耐腐蝕性及耐侵蝕性，如在半導體電漿處理室中使用所需要。

藉由選擇用於在從環境溫度至退火溫度之溫度範圍內具有0.6 × 10 ^-6/℃及更小、較佳地0.55 × 10 ^-6/℃及更小、較佳地0.5 × 10 ^-6/℃且在本文中所揭示之範圍內的CTE差異之絕對值的至少一個第一層100及至少一個第二層102之材料，可形成如本文中所揭示之具有高強度及勁度、耐腐性及較佳介電及較佳介電及熱性質的一體式多層燒結陶瓷體98。

為了提供適合應用作於電漿處理室中之組件的耐腐蝕性及耐侵蝕性，製造具有包含高相純、多晶YAG（＞90體積%）之至少一個第一層100的多晶一體式多層陶瓷體可係所欲的。然而，形成實質上相純之YAG可能需要小心組成及處理控制以便維持化學計量，且因此形成包含相純YAG（組成物為37.5 +/- 0.1 mol %氧化釔及62.5 +/- 0.1 mol %氧化鋁）的燒結陶瓷體。有時可存在其他晶相，諸如氧化鋁、氧化釔、YAP（YAlO ₃；釔鋁石榴石相）、及YAM（Y ₄Al ₂O ₉；釔鋁單斜相）及此等組合。作為引導，圖3描繪氧化釔/氧化鋁雙組分相圖。水平軸對應於氧化釔及氧化鋁之莫耳百分比混合比例，而垂直軸為攝氏溫度。水平軸的左側對應於100%氧化鋁，而右側對應於100%氧化釔。圖3之相圖繪示形成YAG、YAP及YAM之釔鋁氧化物相的區域，及生產該等形式所需之莫耳組合物及溫度的條件。

使用x射線繞射(XRD)、SEM成像及使用影像處理軟體(ImageJ)之組合來執行根據本文中所揭示實施例之多層陶瓷燒結體的包含YAG之至少一個第一層100的晶相及基於影像之孔隙率的測量。所有x射線繞射(XRD)皆使用能夠將晶相鑒定至約+/- 5體積%之PANanlytical Aeris型號XRD來執行XRD。圖4描繪確認形成根據此實施例之包含至少一個第一層100之高相純多晶YAG的x射線繞射結果。在XRD之偵測極限內，沒有識別到其他相。根據已知相圖，YAG存在為線化合物，因此形成相純YAG帶來了挑戰且需要謹慎的組成和製程控制。此類相純之YAG揭示於2020年11月17日申請之國際專利申請案第PCT/US20/60918號中，該案以引用方式併入本文中。在一些實施例中，根據此實施例之含YAG之至少一個第一層100可包括過量的氧化鋁及/或過量的氧化釔，且可實質上不含或不含摻雜劑及/或實質上不含或不含燒結助劑，如本文所揭示。在其他實施例中，包含YAG之第一層可包含如本文所揭示之量的燒結助劑及/或摻雜劑。在實施例中，多晶YAG第一層100實質上不含或不含摻雜劑，且可包含如本文所揭示之量的燒結助劑。如本文所揭示之多層陶瓷燒結體之至少一個第一層100之XRD可測量至多且包括約95體積%的相純度。因此，如圖4之x射線結果所描繪，根據此實施例之一體式多層燒結陶瓷體的至少一個第一層100包含至少約95體積%的YAG相。

為了更高準確地判定相純度，例如至多且包括約99.8體積%，使用背向散射偵測(BSD)方法取得SEM影像，如所屬技術領域中具有通常知識者已知。使用BSD，YAG呈現灰色，氧化鋁相呈現黑色，氧化釔相呈現白色，且孔隙率（若存在）亦呈現黑色。使用BSD方法取得5000倍影像，以識別根據實例2之多晶YAG燒結陶瓷體的YAG相、氧化鋁相、及氧化釔相以及任何孔隙率存在，如圖6之a)中所描繪。

為了區分包含氧化鋁之黑色區域及包含孔隙率之黑色區域，使用ImageJ處理軟體定限BSD影像的黑色及白色，以強調顯示BSD影像中可包含孔隙率或氧化鋁的黑色區域，如對於圖6之b)中之相同區域所描繪。ImageJ已由美國國家衛生院（National Institute of Health (NIH)）開發，且係用於影像處理科學多維影像的基於Java之公眾領域影像處理及分析程式。用於進行本文所揭示之測量的BSD偵測器具有測量拓樸特徵之進一步能力，從而強調顯示表面拓樸之任何偏差，諸如表面孔隙率。使用BSD偵測器之拓樸模式，如圖5之a)中所描繪，跨根據實例2之多晶YAG燒結陶瓷體之相同區域之表面取得5000倍拓樸影像，且圖6之a)展示拓樸影像。在ImageJ中定限拓樸影像之後，強調顯示包含表面孔隙率之區域，如圖6之b)中所繪示。其後從圖6之a)之BSD影像中包含氧化鋁及/或孔隙率之面積減去在圖6之b)之拓樸影像中包含表面孔隙率之面積，從而提供根據實例2之多晶YAG燒結陶瓷體中包含氧化鋁相的%面積，且藉此，體積%。多個SEM成像模式及ImageJ分析之此等分析工具之組合可提供相純度之判定且信賴度係約+/- 0.1體積%。使用所揭示之方法，根據實例7之多晶YAG燒結陶瓷體經測量以包含從約0.1至約0.2體積%的氧化鋁相、從約0.1至約0.2體積%的孔隙率、及從約99.6至約99.8體積%的YAG相。考量測量方差，多晶YAG燒結陶瓷體可包含從99.4至99.8體積%之量的YAG相，且可進一步包括從0.1至0.3體積%之量的孔隙率，及從0.1至約0.3%之量的氧化鋁。

因此，可使用如本文中所揭示之材料及方法形成具有至少一個第一層100的多層燒結陶瓷體，該至少一個第一層包含以體積計從90至99.9%、較佳地從90至99.8%、較佳地從90至99.7%、較佳地從90至99.6%、較佳地從93至99.8%e、較佳地從93至99.7%、且較佳地從93至99.6%之YAG相，且各者以至少一個第一層100之體積計。

為了滿足用作為半導體處理室中之組件的耐腐蝕性及耐侵蝕性需求，包含至少一個第一層100之燒結陶瓷體具有跨表面106及/或在層100內之低孔隙率係較佳的。孔隙率可充當腐蝕及侵蝕之起始位點，且因此較佳地，在多層燒結體之至少一個第一層100內及/或第一層100之表面106上有最少至無孔隙率、孔隙或空隙。本文中所揭示之至少一個第一層可具有在表面上及各處中之極小孔隙。較佳地，因此，根據本文所揭示之方法所製成之包含多晶YAG之至少一個第一層100係具有均勻分佈各處之孔隙的整體式層。換言之，在表面106上所測量之孔隙或空隙或孔隙率可表示在至少一個第一層100之主體內之孔隙或空隙或孔隙率。

使用如下所揭示之方法測量孔隙率。 孔隙率測量

透過使用從Phenom XL掃描式電子顯微鏡以5000倍放大率獲得的SEM影像來測量跨樣本表面的孔隙率。將影像匯入至ImageJ軟體中以進行分析。ImageJ已由美國國家衛生院（National Institute of Health (NIH)）開發，且係用於影像處理科學多維影像的基於Java之公眾領域影像處理及分析程式。

如本文所揭示使用ImageJ軟體方法測量7個SEM影像的孔隙大小及包含孔隙率之總面積。取得5000倍之影像，每一影像具有約53.7 µm×53.7 µm之總面積，其對應於約2885 µm ²之單一影像測量面積。

為了評估包含多晶YAG之至少一個第一層100的粒度，根據ASTM標準E112-2010「用於判定平均粒度之標準測試方法」中所描述之Heyn截線估量法(Heyn Linear Intercept Procedure)來執行截線粒度測量。（如下表1中所列）執行粒度測量，且在25次重複下測量到從1.1至6.3 µm之平均粒度。亦在包含YAG之至少一個第一層100之表面106上測量到從2至7.7 µm之最大及最小粒度。該一體式多層燒結陶瓷體可具有一表面106，該表面具有例如約8 µm及更小之最大粒度，較佳地，6 µm及更小之最大粒度的粒度。在實施例中，該一體式多層燒結陶瓷體可具有一表面106，該表面具有從0.4至6.5 µm、較佳從0.4至5 µm、較佳從0.4至3 µm、較佳從0.8至6.5 µm、較佳從0.8至5 µm、較佳從0.8至3 µm、較佳從1至7 µm、較佳從1至6.5 µm之平均粒度。 ［表1］

樣本	d10 (µm)	平均粒度(µm)	中位數(d50) (µm)	d90 (µm)	最小(µm)	最大(µm)
519	1.1	2.1	1.8	3.1	0.5	7
531	0.6	1.1	1.0	1.5	0.4	2
506	n/a	6.3	n/a	n/a	5	7.7

圖7繪示在包含YAG之至少一個第一層100之表面106上測量的孔隙率結果，在垂直軸描繪總孔隙面積(µm ²)，且水平軸以微米表示孔隙大小。對獲取的5000倍之7個影像進行測量，對於約2885 µm ²的總測量面積，每一影像的面積為53.7 µm×53.7 µm。7個影像中任一者內包括孔隙率之總面積經測量為從約0.015至約0.3 µm ²、較佳地從約0.015至約0.2 µm ²、且較佳地從約0.015至約0.15 µm ²。包含YAG之至少一個第一層100之表面106上的最大孔隙大小經測量為0.7 µm及更小，且包含孔隙率之最大面積經發現係約0.3 µm ²及更小。經在至少一個第一層100之多晶YAG內所分析，跨7個影像未測量到大於0.7 µm之孔隙大小的孔隙。

圖8描繪對於圖7中所提及之7個影像之給定孔隙大小的跨面積（單位為mm ²）之包含孔隙率之累積分率面積（累積孔隙面積，單位為µm ²），表達為累積孔隙面積（單位為µm ²/mm ²）。使用SEM影像及ImageJ影像處理方法，測量在各影像中之孔隙率（單位為µm ²）且跨所測量之總影像面積積（單位為mm ²）予以正規化，以計算累積孔隙面積。如本文所揭示之包括YAG之至少一個第一層100包含從約2至約800 µm ²/mm ²、較佳地從約2至約600 µm ²/mm ²、較佳地從約2至約400 µm ²/mm ²、較佳地從約2至約300 µm ²/mm ²之累積孔隙面積，如使用SEM及如本文所揭示之影像處理方法所測量。經在多層燒結陶瓷體之至少一個第一層100之YAG內所分析，跨7個影像未測量到大於0.6 µm之孔隙大小的孔隙。因此，跨7個影像（每一影像之面積約54 µm × 54 µm），如本文所揭示之多層燒結陶瓷體具有至少一個第一層100，該至少一個第一層具有包含對應於小於1 µm之孔隙大小之孔隙率的表面106（以非常低面積百分比（＜ 0.1面積%）），且因此提供多層燒結陶瓷體之耐腐蝕性及耐侵蝕性表面，以供用於電漿處理室中。

圖9之a)繪示一種5000倍SEM影像，其繪示包含多晶YAG相之至少一個第一層100之表面106的熱蝕刻製程之後的高密度、燒結微結構。指示在至少一個第一層100描繪在YAG之表面106上具有幾個孔隙之極精細(fine scale)孔隙率。描繪可見之具有最小孔隙率及約1 µm及更小的孔隙大小的幾乎完全緻密微結構。根據一個實施例之多層燒結陶瓷體包含至少一個第一層100，該至少一個第一層包含具有包含孔隙之表面106之多晶YAG，其中該等孔隙具有約5 µm或更小之孔隙大小，向下至從約0.1至約5 µm、較佳地從約0.1至約4 µm、較佳地從約0.1至約3 µm、較佳地從約0.1至約2 µm、且較佳地從約0.1至約1 µm的次微米尺度孔隙大小。根據本文所揭示之實施例，由材料及製程形成之多層燒結陶瓷體98之包含YAG之至少一個第一層100可包含具有從0.1至5 µm、較佳地從0.1至4 µm、較佳地從0.1至3 µm、較佳地從0.1至2 µm、及從0.1至1 µm之最大大小之孔隙，如使用SEM及影像處理方法所測量，如本文所揭示。跨54 µm × 54 µm表面積計數到約22個孔隙。

圖9之b)之垂直軸描繪對於圖8所測量的7個影像之各者之包含孔隙或孔隙率之總表面積的總和（單位為表面積%），且水平軸表示給定%孔隙面積之對應孔隙大小（單位為微米）。在給定影像中，包含孔隙率之總面積及總影像測量面積用於計算%孔隙面積。如圖9中所描繪，跨7個SEM影像之測量對應於具有包含YAG之表面106之至少一個第一層100，其包含從0.0005至2%、較佳地從0.0005至1%、較佳地從0.0005至0.5%、較佳地從0.0005至0.05%、較佳地從0.0005至0.03%、較佳地從0.0005至0.005%、較佳地從0.0005至0.003%、較佳地從0.0005至0.001%、較佳地從0.005至2%、較佳地從0.05至2%、較佳地從0.5至2%、較佳地從0.005至2%、較佳地從0.005至1%、較佳地從0.05至2%、較佳地從0.05至1%、且較佳地從0.5至2%之量的孔隙率佔總面積之百分比，如從SEM影像以及使用ImageJ軟體及方法所測量，如本文所揭示。因此，跨面積約54 µm × 54 µm的影像，如本文所揭示之多層燒結陶瓷體包含表面106，其包含非常低百分比（＜ 1%總面積）之孔隙率，因此提供多層燒結陶瓷體98之耐腐蝕性及耐侵蝕性表面，以供用於電漿處理室中。

由於相之固有密度的差異，包含多個相之多層體之密度測量帶來了挑戰。藉由將從多層燒結體之全厚度切割的樣本分區段成其各別層，且對各層執行密度測量，來對多層燒結陶瓷體樣本執行密度測量。根據ASTM B962-17之阿基米德浸泡方法執行測量，且至少一個第一層100之YAG之密度經測量係約4.57 g/cc。所報告之密度值係跨5次次測量之平均值。使用如本文所揭示之方法測量市售主體YAG之單晶樣本的密度。係跨5次測量獲得4.56 g/cc之阿基米德密度，且此值被採用為如本文所使用之YAG之理論密度。因此，如實施例B之包含YAG之多層燒結陶瓷體之至少一個第一層100具有的密度係從99至100%、較佳地從99.5至100%、較佳地從99.7至100%、且較佳地約100%之YAG之理論密度。

給定材料之相對密度(RD)定義為樣本之測量密度與相同材料之理論密度之比率，如下列方程式所示。體積孔隙率(Vp)係從密度測量所計算，如下： 其中ρ樣本係根據ASTM B962-17之所測量的（阿基米德）密度，ρ理論係如本文所揭示之理論密度，且RD係相對分數密度。使用此計算，從對於根據本文所揭示實施例之多層陶瓷燒結體的包含YAG之至少一個第一層及包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層中之各者所測量密度值來計算依百分比計的從0.1至5%、較佳地從0.1至4%、較佳地從0.1至3%、較佳地從0.1至2%、較佳地從0.1至1%、且較佳地從0.1至0.5%之體積孔隙率位準。

此等密度、純度及孔隙率位準可提供對由於電漿蝕刻及沉積處理導致的侵蝕及腐蝕之影響的抗性。所揭示之方法及材料尤其實用於製備大尺寸之陶瓷燒結體，例如從200至625 mm之最大尺寸。高密度且從而陶瓷燒結體之高機械強度亦提供增加之可處理性，尤其在大型尺寸。藉由控制跨至少一個最長（從約200至約625 mm）尺寸的密度變化，可實現跨最長尺寸成功製造燒結釔鋁氧化物主體或包含燒結釔鋁氧化物之多層主體，且具體而言，由在如本文所揭示之範圍內的相純YAG所形成的主體。可獲得98.5%及更大及99.5%及更大之平均密度較，且跨最大尺寸的密度變化係5%或更少、較佳地4%或更少、較佳地3%或更少、較佳地2%或更少、較佳地1%或更少，其中最大尺寸可係例如約625 mm及更小、622 mm及更小、610 mm及更小、較佳地575 mm及更小、較佳地525 mm及更小、較佳地從100至625 mm、較佳地從100至622 mm、較佳地從100至575 mm、較佳地從200至625 mm、較佳地從200至510 mm、較佳地從400至625 mm、較佳地從500至625 mm。減少密度變化可改善陶瓷燒結體之可處理性及降低整體應力。此精細粒度、均勻及高密度之組合提供大尺寸之多層燒結陶瓷體之高強度經燒結含YAG層，其適合用於機械加工、處理、及用作半導體處理腔室中之組件。可根據ASTM B962-17跨越燒結體之一最大尺寸執行密度測量。

含多晶YAG之至少一個第一層之高密度可實現面向電漿之至少一個第一層的高硬度值，其可提供在典型電漿過程期間使用之離子轟擊之侵蝕效應的抗性。腐蝕或剝裂可起因於透過使用惰性電漿氣體（諸如Ar）離子轟擊組件或層表面。具有高硬度值的材料由於其增強的硬度值提供對離子轟擊（且因此對侵蝕）的更大抗性，而可較佳用作為組件之材料。因此，根據ASTM標準C1327「用於先進陶瓷之維克式壓痕硬度之標準測試方法(Standard Test Method for Vickers Indentation Hardness of Advanced Ceramics)」對包含多晶YAG之至少一個第一層100執行維克式硬度測量。用於所有硬度測量的測試設備係Wilson Micro Hardness Tester Model VH1202。針對如本文所揭示之多層燒結陶瓷體98之至少一個第一層100測量至少1200 HV、較佳地至少1400 HV、較佳地至少1800 HV、較佳地至少2000 HV、從1300至1600 HV、從1300至1500 HV、從1300至1450 HV、從1300至1400 HV、從1400至1600 HV、從1450及1600 HV、從1450及1550 HV之硬度值。使用維克式硬度方法執行的測量轉換成GPa之SI單元，如所屬技術領域已知。測量從12.75至15.69 GPa、從12.75至14.71 GPa、從12.75至14.22 GPa、從12.75至13.73 GPa、從13.73及15.69 GPa、從14.22及15.69 GPa、較佳從14.22及15.20 GPa之硬度值。

至少一個第一層之表面粗糙度會影響半導體處理室之效能。使用Keyence 3D雷射掃描共焦數位顯微鏡型號VK-X250X在1級清潔室中之環境條件下進行表面粗糙度測量。顯微鏡擱置在具有2.8 Hz自然頻率之TMC桌上型CSP被動式實驗台隔離器上。此非接觸系統使用雷射光束光及光學感測器以透過反射光強度來分析表面。Sa、Sdr及Sz之表面粗糙度參數係基礎技術領域中眾所周知，且係例如描述在ISO標準25178-2-2012中。ISO標準之第4.17節描述表面粗糙度Sa，第4.1.6節描述Sz及第4.3.2節描述Sdr。ISO 25178表面紋理（面積粗糙度測量）係此顯微鏡與其相容之表面粗糙度分析相關的國際標準集合。Sa代表跨多層燒結陶瓷體表面之使用者定義區所計算之平均粗糙度值（粗糙度輪廓曲面(scale limited surface)的算術平均高度）。Sz代表橫多層燒結陶瓷體表面之使用者定義區之最大峰谷距離（粗糙度輪廓曲面之峰至谷最大高度）。Sdr係經定義為「界面展開面積比(developed interfacial area ratio)」的計算數值，且是實際表面積增加超過完全平坦表面的比例表達式。平坦表面被指派之Sdr係零，且該值隨表面之斜率增加。數值愈大對應於表面積增加愈大。此允許用數值比較樣本之表面積增加程度。其表示與平坦面積相比，由紋理或表面特徵產生的額外表面積。

使用50倍放大率之共焦顯微鏡對樣本表面進行雷射掃描，以捕獲樣本之詳細影像。在多層燒結陶瓷體之至少一個層100之經拋光表面之經選取區域上測量Sa（算術平均高度）、Sz（最大高度）、Ra（線粗糙度）及Sdr（界面展開面積）之參數。在7個分割區塊之輪廓上獲得此等參數。為了評估表面紋理，根據「ISO specification 4288: Geometrical Product Specifications (GPS) -- Surface texture: Profile method -- Rules and procedures」，表示測量取樣長度或面積的λ經調整，使得線讀數限於該7個區塊中之5個中間區塊的測量。選擇在樣本之拋光表面中要進行測量的表面區。區經選擇為最有代表性之典型樣本表面，且用於計算Ra、Sdr、Sa及Sz。

根據其中該至少一個第一層包含YAG的實施例，根據ISO標準25178-2-2012執行表面粗糙度測量，且測量跨表面之Sa值係從0.0005至2 µm、較佳地從0.0005至1.5 µm、較佳地從0.0005至1 µm、較佳地從0.0005至0.75 µm、較佳地從0.0005至0.5 µm、較佳地從0.0005至0.25 µm、較佳地從0.0005至0.125 µm、較佳地從0.0005至0.075 µm、較佳地從0.0005至0.050 µm、較佳地從0.0005至0.025 µm、較佳地從0.0005至0.020 µm、較佳地從0.0005至0.015 µm、較佳地從0.0005至0.010 µm、較佳地從0.001至0.030 µm、較佳地從0.001至0.020 µm、且較佳地從0.001至0.010 µm。下表1列出根據本文所揭示之實施例包含具有YAG之表面106之至少一個第一層100之Sa、Sz及Sdr值。 ［表1］

	YAG
	Sa	Sz	Sdr	Ra	Rz
	µm	µm	N/A	µm	µm
	0.0018	0.5514	0.00052	0.0018	0.0373
	0.0021	0.6236	0.00058	0.0017	0.0259
	0.0025	0.6902	0.00136	0.0027	0.0714
	0.0016	0.5379	0.00041	0.0015	0.0251
	0.0007	0.3702	0.00007	0.0006	0.0060
	0.0007	0.4437	0.00007	0.0006	0.0044
	0.0007	0.3488	0.00007	0.0007	0.0150
	0.0009	0.8121	0.00015	0.0008	0.0196
	0.0030	0.6495	0.00028	0.0017	0.0250
	0.0029	0.6752	0.00043	0.0016	0.0162
	0.0060	1.1173	0.00526	0.0054	0.1176
	0.0029	2.2639	0.00039	0.0017	0.0179
	0.0059	1.3057	0.00546	0.0048	0.1378
	0.0051	0.9395	0.00389	0.0041	0.0910
	0.0054	0.7969	0.00432	0.0044	0.1092
	0.0030	1.1078	0.00033	0.0017	0.0401
平均值	0.0028	0.8271	0.00148	0.0022	0.0475
SD	0.0019	0.4711	0.00199	0.0016	0.0434

因此，根據如所揭示實施例之多層燒結陶瓷體之包含YAG之至少一個第一層100可具有之表面106具有從0.0005至2 µm、較佳地從0.0005至1.5 µm、較佳地從0.0005至1 µm、較佳地從0.0005至0.75 µm、較佳地從0.0005至0.5 µm、較佳地從0.0005至0.25 µm、較佳地從0.0005至0.125 µm、較佳地從0.0005至0.075 µm、較佳地從0.0005至0.050 µm、較佳地從0.0005至0.025 µm、較佳地從0.0005至0.020 µm、較佳地從0.0005至0.015 µm、較佳地從0.0005至0.010 µm、較佳地從0.001至0.030 µm、較佳地從0.001至0.020 µm、且較佳地從0.001至0.010 µm之表面粗糙度Sa，如根據ISO標準25178-2-2012所測量。

根據表1，根據實施例之多層燒結陶瓷體之包含YAG之至少一個第一層100可具有之表面106可具有從0.3至5 µm、較佳地從0.3至4 µm、較佳地從0.3至3 µm、較佳地從0.3至2 µm、較佳地從0.3至1 µm、較佳地從0.65至5 µm、較佳地從1至5 µm、較佳地從2至5 µm、較佳地從0.35至3 µm、且較佳地從0.5至1 µm之峰谷Sa，如根據ISO標準25178-2-2012所測量。

根據表1，根據如所揭示實施例之多層燒結陶瓷體之包含YAG之至少一個第一層100可具有之表面106具有從5 × 10 ^-5至550 × 10 ^-5、較佳地從30 × 10 ^-5至400 × 10 ^-5、較佳地從30 × 10 ^-5至200 × 10 ^-5、且較佳地從40 × 10 ^-5至100 × 10 ^-5之界面展開面積Sdr，如根據ISO標準25178-2-2012所測量。 顏色

再次參考圖2，本文中所揭示之燒結陶瓷體之另一優點為表面106之顏色。如本文中所使用，使用1976 CIELAB顏色空間判定「顏色」，此將顏色還原為亮度/暗度變數L*（其中絕對黑色係0且完全白色係100，及描述物體之色相的其他參數係a*及b*）。一般具有L*大於65及a*及b*絕對值小於5的物體視為白色。

在面向電漿表面上及至少一個第一層中之某些元素或污染物之存在對於在電漿處理反應器室中使用係非所欲的。在半導體處理期間暴露於此等污染物可例如係室污染源。此等污染物通常呈現為暗點或區域。例如，諸如Fe、Co、Cr、V、Zn、Mn、Ni及Cu等過渡金屬元素係非所欲的，因為其等在矽中擴散可能會使電性質改質。諸如Li、Na及K之氧化物亦可容易地擴散至矽中，且可在裝置等級影響效能。因此，容易偵測污染物係所欲的，因此部件顏色較淡係較佳的，因為斑點顯示得更清晰。因此，為了能夠容易偵測污染物，有利地，至少一個第一層具有之面向電漿表面具有高L*值（較佳地，白色表面），使得暗點輕易可見，且可在使用之前丟棄不可接受之部件或組件。

但具有L*值為90及更大的陶瓷通常指示具有顯著孔隙率之材料。至少一個第一層中之孔隙率對於電漿處理應用係非所欲的，因為孔隙率可充當被在處理中所使用的鹵素基電漿腐蝕及侵蝕之起始位點，且導致後續污染物粒子釋放在反應器室中。

此外，諸如於美國專利申請公開案第2017/0250057號中所揭示，在電漿蝕刻製程中，具有L*值為90及更大的表面會干擾端點信號偵測。干擾端點信號偵測會導致蝕刻製程狀態的誤讀，產生有瑕疵的產品。因此，面向電漿表面之較低L*值且因此較暗表面係較佳的，以克服該端點信號偵測干擾，且防止粒子釋放至室中。

另一方面，組件表面太暗使得暗點輕易偵測暗點有所困難，因為在眼睛不易於看見斑點的情況下，暗點及組件表面的亮度或顏色相似。此使得剔除不可接受之部件或組件有所挑戰性。

本揭露之多層燒結陶瓷體之實施例的面向電漿表面106展現小於90、較佳地小於82、較佳地從不小於65至不大於82、較佳地從不小於70至不大於82、且更佳地從不小於75至不大於80之L*值，如在至少一個第一層之面向電漿表面上所測量。在其他實施例中，本揭露之多層燒結陶瓷體之實施例的面向面向電漿之表面106展現從65至90、較佳地從65至89、較佳地從70至82、較佳地從65至82、較佳地從70至82、且更佳地從75至80之L*值。

具有有在上述間隔中之L*值之面向電漿電漿表面106的至少一個第一層100組合兩種效果：容易地偵測在燒結體或由其製造之組件的電漿面向表面上及至少一個第一層內之暗點或污染物；及能夠準確地偵測到蝕刻製程之端點信號，同時最小化粒子釋放至室中。

在一個實施例中，由本發明之多層燒結陶瓷體（例如，諸如窗、盤及噴淋頭）製造之組件特徵在於具有如本文所揭示之具有L*為從65至85的至少一個第一層。在另一個實施例中，由本發明之多層燒結陶瓷體（例如，諸如窗、盤及噴淋頭）製造之組件特徵在於具有如本文所揭示之具有L*為從65至82的至少一個第一層。在另一個實施例中，由本發明之多層燒結陶瓷體（例如，諸如窗、盤及噴淋頭）製造之組件特徵在於具有如本文所揭示之具有L*為從65至75的至少一個第一層。

均勻性及亮度可藉由眼睛以視覺方式評估或較佳地使用市售儀器（作為一個非限制性實例，諸如FRU WR-18比色計）測量，其使用CIELAB L*a*b*尺度。CIELAB L*a*b*值於可互換地亦稱為CIE Lab值或L*，a*，b*值。「L*」之值指示淡對暗之比率，或換言之，陰影。「a*」及「b*」之值通常係關於色度。「a*」之值係指某些經變換顏色空間中之紅度-綠度座標，通常用作樣品與標準參考顏色之間的「a*」差異。若「a*」為正，則與綠度相比，更紅度；若「a*」為負，則與紅度相比，更綠度。a*之值通常搭配b*使用作為色度或色度色差之部分。「b*」之值係指某顏色空間中之黃度-藍度座標，通常用作樣品與標準參考顏色之間的「b*」差異，通常搭配「a*」使用作為色度色差之部分。一般而言，若「b*」為正，則與藍度相比，更黃度；若「b*」為負，則與黃度相比，更藍度。 蝕刻程序：

為了評估鹵素基電漿應用中之效能，對根據實施例所製備的包含YAG至少一個第一層100之燒結陶瓷體上進行蝕刻，如下文所描述。

為了評估蝕刻效能，具有包含尺寸6 mm × 6 mm × 2 mm之第一YAG層的表面之經拋光陶瓷樣本安裝在使用聚矽氧基散熱化合物的c平面藍寶石晶圓上。藉由將5 mm × 5 mm方形藍寶石陶瓷黏合至樣本表面來阻擋各部件之區域免於暴露於蝕刻製程。

使用為產業標準設備的Plasma-Therm Versaline DESC PDC深矽蝕刻進行乾蝕刻製程。使用2步驟程序完成蝕刻，總持續時間為6小時。執行其具有10毫升之壓力、600伏之偏壓及2000瓦之ICP功率的蝕刻方法。運用下列步驟來進行蝕刻方法：每分鐘每分鐘90標準立方公分(sccm)之CF ₄流速、每分鐘30標準立方公分(sccm)之氧流速、及每分鐘20標準立方每分鐘公分(sccm)之氬流速；及第二蝕刻步驟，每分鐘100標準立方公分(sccm)之氧流速、及20標準立方公分(sccm)之氬流速，其中第一及第二蝕刻步驟為每步驟300秒進行且重複達6小時之組合持續時間。如此處使用評估樣本效能的蝕刻條件經選擇以使所揭示之材料經受極端蝕刻條件以區分效能。完成蝕刻程序後，使用如本文所揭示之方法測量Sa、Sz及Sdr之表面粗糙度參數。表2列出（使用如本文所揭示之2步驟程序）蝕刻具有包含YAG之至少一個第一層的各種樣本之後的結果。 ［表2］

樣本	描述	退火	蝕刻前Sa (nm)	蝕刻後Sa (nm)	蝕刻前Sz(µm)	蝕刻後Sz(µm)	蝕刻前Sdr (x 10-5)	蝕刻後Sdr (x 10-5)	製程(T/P/t)
322	0.5%氧化鋁	否	10	10	3.9	4.7	＜ 400	＜ 400	1450/20/45
322-1	0.5%氧化鋁	是	24	21	N/A	N/A	＜ 500	＜ 500	1450/20/45
298	zr摻雜	否	10	14	3.9	3.8	300	300	1450/20/30
298-2	zr摻雜	是	26	28	7.2	7.7	4800	5500	1450/20/30
454	YAG	否	14	16	3.7	4.8	300	800	1525/20/45
454-1	98-98.5% RD	是	16	18	6.6	6.8	700	1400	1525/20/45
223	YAG	否	20	20	3.1	4.9	400	400	1450/20/45
TSC-3	石英玻璃	N/A	58	59	4.3	22	300	17,300	N/A
311	0.25%氧化鋁	否	20	18	7.4	7.1	2100	1700	1450/20/30
311-1	0.25%氧化鋁	是	30	30	7.3	7.4	4700	4500	1450/20/30

用過量的氧化鋁（樣本311及322）、氧化鋯摻雜（樣本298）、化學計量YAG（樣本454及223）及降低相對密度(RD)（樣本454-1）製成例示性包含YAG之至少一個第一層100。如表2中所列，製程條件（製程）經列出為用於根據本文所揭示之方法製作各別樣本之各者的溫度T (℃)、壓力P (MPa)及時間t（分鐘）。在空氣中於1400℃下進行退火達8小時。

在一實施例中，本揭露係關於一種多層燒結陶瓷體及/或由其製成之組件，其具有包含YAG之至少一個第一層100，根據ISO標準25178-2-2012第4.1.7節「表面粗糙度」，該至少一個第一層具有之表面在蝕刻或沉積程序之前在未蝕刻區中提供小於15 nm、更佳地小於13 nm、更佳地小於10 nm、更佳地小於8 nm、且更佳地小於5 nm的算術平均高度Sa且未超過特定值。

在一實施例中，本揭露係關於一種多層燒結陶瓷體及/或由其製成之組件，其具有包含YAG之至少一個第一層100，根據ISO標準25178-2-2012，該至少一個第一層具有之表面在蝕刻或沉積程序之前提供小於5.0 µm、更佳地小於4.0 µm、最佳地小於3.5 µm、更佳地小於2.5 µm、更佳地小於2 µm、且更佳地小於1.5 µm的最大高度Sz且未超過特定值。

在一實施例中，本揭露係關於一種多層燒結陶瓷體及/或由其製成之組件，其具有包含YAG之至少一個第一層100，根據ISO標準25178-2-2012第4.1.7節「表面粗糙度」，該至少一個第一層具有之表面在蝕刻或沉積程序之前提供小於1500 × 10 ^-5、更佳地小於1200 × 10 ^-5、更佳地小於1000 × 10 ^-5、更佳地小於800 × 10 ^-5、更佳地小於600 × 10 ^-5、且更佳地小於400 × 10 ^-5之界面展開面積Sdr且未超過特定值。

在一實施例中，本揭露係關於一種多層燒結陶瓷體及/或由其製成之組件，其具有包含YAG之至少一個第一層，根據ISO標準25178-2-2012第4.1.7節「表面粗糙度」，該至少一個第一層具有之表面在如本文中所揭示之蝕刻或沉積程序之後提供小於25 nm、小於20 nm、更佳地小於18 nm、更佳地小於16 nm、更佳地小於14 nm、且更佳地小於12 nm的算術平均高度Sa且未超過特定值。

在一實施例中，本揭露係關於一種多層燒結陶瓷體及/或由其製成之組件，其具有包含YAG之至少一個第一層，根據ISO標準25178-2-2012第4.1.7節「表面粗糙度」，該至少一個第一層具有之表面在如本文中所揭示之蝕刻或沉積程序之後提供小於4.8 µm、更佳地小於3.8 µm、更佳地小於3.2 µm、更佳地小於2.5 µm、更佳地小於2 µm、且更佳地小於1.5 µm之最大高度Sz且未超過特定值。

在一實施例中，本揭露係關於一種多層燒結陶瓷體及/或由其製成之組件，其具有包含YAG之至少一個第一層，根據ISO標準25178-2-2012第4.1.7節「表面粗糙度」，該至少一個第一層具有之表面在如本文中所揭示之蝕刻或沉積程序之後提供小於3000 × 10 ^-5、更佳地小於2500 × 10 ^-5、更佳地小於2000 × 10 ^-5、更佳地小於1500 × 10 ^-5、更佳地小於1000 × 10 ^-5、且更佳地小於800 × 10 ^-5之界面展開面積Sdr且未超過特定值。藉由使用上述之根據一實施例之多層燒結陶瓷體，提供顯著的耐腐蝕性及耐侵蝕性材料，其允許連續、延長用作為蝕刻及沉積程序之組件。此耐腐蝕性及耐侵蝕性材料透過如本文所揭示之改善表面特性而最小化粒子產生，在使用期間提供改善之效能、及在處理期間減少半導體基材之污染物。

用於製作具有極高純度之至少一個第一層100之起始粉末、粉末混合物及經煅燒粉末混合物可提供耐腐蝕性及耐侵蝕性，以實現在用作為半導體蝕刻及沈積應用中之組件。此高純度提供化學惰性表面（如本文中所使用之用語「惰性」意欲意指化學非活性），其可防止鹵素基氣體物種對至少一個第一層100之表面粗糙化，否則會化學侵蝕或蝕刻或被離子轟擊腐蝕由較低純度之粉末及粉末混合物製成的彼等材料。至少一個第一層100內之雜質及污染物充當腐蝕及侵蝕之起始位點，且因此在多層耐腐蝕性燒結陶瓷體之至少一個第一層100內的高純度（且對應於低雜質含量，以污染物ppm表達）係較佳。表5列出根據一實施例之例示性經煅燒粉末混合物之雜質，其經燒結以形成包含實質上相純之多晶YAG的至少一個第一層100。

根據本文中之揭示內容，憑藉如本文所揭示之經煅燒粉末混合物之粒徑(particle size)分布、純度及/或表面積的組合性質，可在燒結步驟期間藉由原位反應性燒結來形成具有包含大於90體積%之量之釔鋁石榴石(YAG)相之至少一個第一層的多層燒結陶瓷體。在實施例中，煅燒之粉末混合物包含氧化釔及氧化鋁之結晶粉末。在特定實施例中，除了氧化釔及氧化鋁之結晶粉末以外，可較佳地，經煅燒粉末混合物亦包含小於10體積%之YAG、較佳小於8體積%之YAG、且較佳地小於5體積%之YAG；在其他實施例中，本文中揭示一種不含或實質上不含YAG相（包含氧化釔及氧化鋁之結晶粉末）的經煅燒粉末混合物。在其他實施例中，較佳地，經煅燒粉末混合物具有大於2 m ²/g之比表面積。在其他實施例中，可較佳地，燒結粉末混合物不含具有大於2 m ²/g或更大之比表面積的YAG相，以透過原位反應性相燒結程序形成包含YAG之燒結陶瓷體，如本文所揭示。本文中所揭示之所有純度測量皆測量為高於特定元素之報告極限，且使用來自Agilent之7900 ICP-MS型號G8403四極質譜系統之ICP-MS（感應耦合電漿質譜法）來完成。將液體樣本引入ICP-MS，作為在電漿放電中離子化的細氣溶膠，且稍後使用四極質量分析予以分離，其所屬技術領域中具有通常知識者所知。如本文所揭示使用ICP-MS方法以識別輕元素之存在的偵測極限高於重元素之報告限制。換言之，與輕元素（從例如，Li至Al）之偵測準確度（例如，以低至0.7 ppm之準確度下偵測到）相比，重元素（諸如Sc（鈧）及更高）以更高準確偵測到（例如低至0.06 ppm準確度）。因此，包含輕元素（諸如從Li至Al）之彼等粉末的雜質含量可經判定係約0.7 ppm及更大，而重元素（從Sc（鈧）至U（鈾））的雜質含量可經判定為約0.06 ppm及更大。使用如本文所揭示使用ICPMS方法，可偵測到低至約14 ppm之量的二氧化矽，同時可識別1.4 ppm及更大之量的K（鉀）及Ca（鈣）。可以低至0.14 ppm及更大量之精確度偵測到鐵。如本文所揭示之總雜質含量不包括二氧化矽。

相對於包含YAG之晶相的至少一個第一層之總質量，包含YAG之晶相的至少一個第一層100可具有小於100 ppm、較佳地小於75 ppm,小於50 ppm、較佳地小於25 ppm、較佳地小於15 ppm、較佳地小於10 ppm、較佳地小於8 ppm、較佳地小於5 ppm、較佳地從5至30 ppm、較佳地從5至20 ppm之總雜質含量，如使用ICPMS方法所量測。如本文所揭示之總雜質含量不包括呈二氧化矽形式之矽。

如本文所揭示使用ICP-MS方法以識別輕元素之存在的偵測極限高於重元素之報告限制。換言之，與輕元素（從例如Li至Al）之偵測準確度（例如，以低至0.7 ppm之準確度下偵測到）相比，重元素（諸如Sc（鈧）及更高）以更高準確偵測到（例如低至0.06 ppm準確度）。因此，可判定包含輕元素（諸如從Li至Al）之彼等粉末的雜質含量可經判定係約0.7 ppm及更大，而重元素（從Sc（鈧）至U（鈾））的雜質含量可經判定為約0.06 ppm及更大。使用如本文所揭示使用ICPMS方法，可偵測到低至約14 ppm之量的二氧化矽，同時可識別1.4 ppm及更大之量的K（鉀）及Ca（鈣）。可以低至0.14 ppm之精確度偵測到鐵。

諸如SiO ₂、MgO、CaO、Li ₂O及LiF等的燒結助劑已知促進緻密化，且尤其已知LiF用於促進晶粒生長，且藉此增加YAG及尖晶石中之粒度。然而，此等燒結助劑可使蝕刻及沈積應用中之耐腐蝕性、強度及效能劣化。因此，在實施例中，相對於粉末混合物之總質量，如本文所揭示之多層燒結陶瓷體之至少一個第一層100可由具有各約2 ppm之含量的氧化鈣、氧化鎂、氧化鋰及/或氟化鋰之至少一種經煅燒粉末混合物所形成。從而，在燒結時，高純度經煅燒粉末混合物（其之後如本文所揭示使用方法予以燒結）被轉移至多層燒結陶瓷體。例如，在上文詳述之實施例中，多層燒結陶瓷體可具有包含選自由YAG、鎂鋁尖晶石、氧化釔及氧化鋯所組成之群組的陶瓷材料之至少一個晶相的至少一個第一層100，其中各相對於至少一個第一層100之質量，至少一個第一層100之各者包含從14至100 ppm、較佳地從14至75 ppm、較佳地從14至50 ppm、較佳地從14至25 ppm、較佳地從14至20 ppm、較佳地約14 ppm之量的二氧化矽。在其他實施例中，各相對於至少一個第一層100之質量，至少一個第一層100之各者可包含從約2至100 ppm、較佳地從約2至75 ppm、較佳地從約2至50 ppm、較佳地從約2至25 ppm、較佳地從約2至20 ppm、較佳地從約2至10 ppm之量的氧化鎂、氧化鋰/氟化鋰、及/或氧化鈣。為了增強包含YAG、鎂鋁尖晶石、氧化鋯及氧化鋁的至少一個第一層100的強度及提供化學惰性，較佳地，各相對於至少一個第一層100之質量，至少一個第一層100之各者不包含大於約2 ppm之量的Li或LiF。因此，在進一步實施例中，至少一個第一層100可包含從約2至100 ppm、較佳地從約2至75 ppm、較佳地從約2至50 ppm、較佳地從約2至25 ppm、較佳地從約2至20 ppm之量的氟化鋰、氧化鈣、及/或氧化鎂，各相對於至少一個第一層100之質量。

在較佳實施例中，包含YAG之至少一個第一層可具有99.99%及更大、較佳99.995%及更大的純度，各相對於具有100%純度的材料，如如本文所揭示使用ICPMS方法所測量。

在其他實施例中，各相對於至少一個第一層之總質量，包含多晶YAG之至少一個第一層可包含從14至100 ppm、較佳地從14至75 ppm、較佳地從14至50 ppm、較佳地從14至25 ppm、較佳地從14至20 ppm、且較佳地約14 ppm之量的呈二氧化矽形式之矽。

在本文中所揭示之多層燒結陶瓷體的實施例中，可包含多晶YAG之至少一個第一層100可經製成含＞ 0.002重量%、較佳地＞ 0.0035重量%、較佳地＞ 0.005重量%、且較佳地＞ 0.0075重量%之量的例如選自由Sc、La、Er、Ce、Cr、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Nd、Tb、Dy、Ho、Tm、Yb及Lu以及其氧化物及其組合所組成之群組的稀土氧化物之可選摻雜物，該等選摻雜物可在下文詳述之步驟a)添加至起始粉末或粉末混合物中。

在實施例中，該至少一個第一層可經製成而不含前述摻雜劑。具體而言，對於需要化學惰性及與高強度組合之耐腐蝕性及耐侵蝕性的半導體室應用，較佳地，包括多晶YAG之至少一個第一層100不含或實質上不含摻雜劑。

根據一個實施例，在可保持在至少一個第一層中情況下，YAG層100內之過量的氧化釔及/或氧化鋁不被視為摻雜劑或燒結助劑。如所揭示之至少一個第一層之高純度及對應低雜質可實現減少粒子產生及腐蝕及腐蝕，如在半導體反應器中所需。對於包含YAG之至少一個第一層100，可測量例如99.995%及更高、較佳地99.999%及更高、較佳地99.9995%及更高、較佳地約99.9999%的純度。

然而，此等耐腐蝕性及耐侵蝕性材料對於燒結成應用於半導體蝕刻及沉積室所需的高密度帶來挑戰。因此，一般而言，需要壓力輔助的方法，且在一些實施例中，壓力及電流輔助燒結方法。

如所屬技術領域中具有通常知識者已知，多層燒結體通常由經層壓及共燒結或經層壓或經沉積至燒結基材上且經燒結的預鑄層或帶所形成。然而，由於層之間的界面接合不足，此等多層層壓體通常遭受在層之間界面處脫層，導致在半導體反應器中使用期間剝裂及粒子釋放。一般而言，這些層壓體具有線性界面，且因此不提供具有增強之黏著強度及接合的互鎖、非線性界面104的優點，其係如本文所揭示之一體式多層燒結陶瓷體的特性。

本文揭示一種包含連續且由一非線性界面104所定界的至少一個第一層100及至少一個第二層102的多層燒結陶瓷體，如圖10之b)之示意圖中所描繪。如所繪示，非線性界面104（如本文中更詳細描述）可提供介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的增強黏著性。此改善之黏著性可藉由多種因素來達成，包括增加之界面長度及界面之相關增加面積、扭度(T)、界面之算術平均（相距於平均界面線的距離）、由界面104之形貌提供之非線性及互鎖效應。圖1之a)及b)繪示SEM影像，其描繪介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的界面104之特性，其中端部(L)之間的筆直線長度係約54 µm，且沿界面104所測量之界面長度或曲線(C)係約90 µm，如圖1之b)之例示性影像中所描繪。如本文所揭示使用計算，根據圖1之b)之扭度係1.7。如本文所揭示使用ImageJ軟體分析跨越9個SEM影像進行測量。測量約90 µm之平均界面長度，表示相對於線性距離(L)之界面長度(C)的約66%增加。因此，本文中揭示一種多層燒結陶瓷體，其具有由至少一個第二層及至少一個第一層界定之界面104，其中界面長度增加達從20至70%、較佳地從20至60%、較佳地從20至40%、較佳地從30至80%、較佳地從40至80%、較佳地從50至70%。相應地，至少一個第二層102及至少一個第一層100沿界面層可在與多層燒結陶瓷體之最大尺寸相稱之界面面積的界面處相互接觸。對於具有從100至約625 mm之最大尺寸的一體式多層燒結體，至少一個第二層102及至少一個第一層100在具有約3,117 cm ²、較佳地約3,068 cm ²及更小、較佳地2,919 cm ²及更小、較佳地從78至約3,117 cm ²、較佳地從78至約3,068 cm ²、較佳地從78至2,919 cm ²、較佳地從78至1,963 cm ²、較佳地從78至1,257 cm ²、較佳地從78至707 cm ²、較佳地從78至314 cm ²、較佳地從314至約3,117 cm ²、較佳地從314至約3,068 cm ²、較佳地從314至2,919 cm ²、較佳地從314至1,963 cm ²、較佳地從314至1,257 cm ²、較佳地從707至約3,068 cm ²、且較佳地從1257至3,039 cm ²之面積的非線性界面104處彼此接觸。在實施例中，較佳地，第一層及第二層直接接觸、形成非線性界面104，且因此至少一個第一及第二層係連續的層。在其他實施例中，如特定組件應用所需，電路系統、加熱元件、RF線圈/RF天線及類似者可設置於第一與第二層之間，且不管這些特徵，第一層及第二層可連續或實質上連續。此增加之界面長度及界面面積將增強介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的非線性界面104處的黏著性。

圖11之a)繪示多層燒結陶瓷體之界面104的500倍之SEM顯微圖，其中由至少一個第二層102及至少一個第一層100界定的界面係不規則的非線性邊界，在實施例中，該非線性邊界可包含倒置角度(retrograde angle)。在如圖11之a)中所描繪之一些實施例中，該界面可包含至少一個燕尾結構及/或燕尾結構之至少一部分。在其他實施例中，界面之至少一部分可包含梯形形狀。如本文所揭示之扭度(T)係以數學方式定義為與其端部之間的曲線C之長度對線性距離L之比率，其中T=C/L。測量圖11之a)之影像具有2.7之扭度。如本文所揭示之非線性界面104可具有從大於1至約1.5、較佳地從大於1至約2.0、較佳地從大於1至約2.5、較佳地從大於1至約3.0、且較佳地從大於1.1至約3.0之扭度T，如使用SEM及影像處理方法所測量（在ImageJ軟體內的測量）。直線界面（與使用層施加於其上的預燒結體之層壓板和結構的典型情況一樣）具有約1之扭度。如本文中所揭示之多層主體之界面104的增加之扭度提供層之間的互鎖效應，從而增加黏著強度，使得形成不可分之一體式多層陶瓷燒結體。

圖11之b)描繪如由SEM及影像處理方法所計算的界面104之界面線(IL)。如所描繪，描繪非線性界面104的例示性SEM影像被匯入至ImageJ軟體，且如圖11之b)所示，對應於沿界面的點之x/y座標用以獲得界面線(IL)的線性方程式，且界面104特徵在於非線性界面104相距於界面線(IL)的距離。界面104相距於界面線(IL)的距離離(D)以從10至100 µm、較佳地從20至100 µm、較佳地從30至100 µm、較佳地從40至100 µm、從50至100 µm、較佳地從25至85 µm之量變化，如使用SEM及影像處理所測量。相距於界面線(IL)之距離(D)可有助於如本文所揭示之多層燒結陶瓷體之增強黏著及互鎖效應。

此等反向或倒置角度、特性及結構可提供錨定效應，從而增加由至少一個第二層102及至少一個第一層100界定之界面104的界面及拉伸強度及接合。

至少一個第二層102包含組成物MgAl ₂O ₄之鎂鋁尖晶石，其具有介於90至100體積%之間的立方結晶結構及介於3.471與3.579 g/cc之間的密度。立方尖晶石（且具體而言，包含鎂鋁尖晶石之經燒結至少一個第二層102）係等向性在於，材料性質不會基於結晶平面或方向而變化，因此在數個應用中，立方尖晶石形式因其一致材料性質及所得可預測效能而係較佳的。在實施例中，至少一個第二層102包含以從95至100體積%、較佳地從98至100體積%、較佳地從99至100體積%、及更佳地100體積%之量的立方結晶化結構的鎂鋁尖晶石(MgAl ₂O ₄)。

另外，包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層102具有足夠的撓曲強度及剛性，以供在大（100至600 mm）尺寸下的可處理性。在使用期間，組件可能會受到很大的應力且當考慮大本體尺寸時受到更大的應力，從而需要選擇高強度之材料。

包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層102具有高密度，從而導致高撓曲或機械強度，從而實現在許多結構應用中使用尖晶石燒結體期間改善之可處理性及效能。使用阿基米德水浸泡技術進行密度測量，如所屬技術領域已知。根據L.Ping等人「Magnesium aluminate (MgAl ₂O ₄) spinel produced via self-heat-sustained (SHS) technique」（Materials Research Bulletin 36 (2001)），鎂鋁尖晶石之理論密度係3.579 g/cc，且如本文所揭示之陶瓷燒結體可具有例如從介於3.471與3.579 g/cc之間、較佳地介於3.489與3.579 g/cc之間、較佳地介於3.506與3.579 g/cc之間、較佳地介於3.542與3.579 g/cc之間、較佳地介於3.560與3.579 g/cc之間的密度。此等值對應於介於97至100%之間、從介於97.5至100%之間、進一步介於98至100%之間、進一步介於99至100%之間、進一步介於99.5至100%之間的理論密度百分比，其可提供增強的機械強度、對化學侵蝕及腐蝕之效應的改善抗性、以及其他有益效的性質。

除了高機械強度以外，包括鎂鋁尖晶石之至少一個第二層102亦具有高硬度值，以允許在機械加工成特定形式時在陶瓷燒結體中產生精細特徵的能力，而不會剝離、剝落或破壞燒結體之表面。例如，鎂鋁尖晶石可被機械加工以產生精細幾何的複雜細部特徵，諸如在更短的時間內達到約75 µm及更小。相對於例如氧化鋯增韌氧化鋁之第二層，鎂鋁尖晶石之第二層可以約50%更少時間被機械加工。根據ASTM C1327，使用0.025 kgf之荷重元測量包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層102之硬度。在8次重複下測量的平均硬度為15.06 GPa。尖晶石燒結體之硬度較佳地介於13.5與16.5 GPa之間、較佳地介於13.5與16 GPa之間、較佳地介於13.5與15.5 GPa之間、較佳地介於14與16.5 GPa之間、較佳地介於15與16.5 GPa之間、較佳地介於14與16 GP之間。

在實施例中，包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層102具有99.99%及更高、較佳地99.995%及更高、較佳地99.999%及更高的純度，如使用ICPMS方法所測量。

至少一個第二層102可藉由添加0.1體積%至1體積%氧化鋯而穩定。添加少量氧化鋯限制晶粒生長且改善層之機械強度。僅添加少量氧化鋯以避免顯著影響至少第二層102之CTE。

在較佳實施例中，包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層不含CaO。

為提供高機械強度及剛性，如圖2中所描繪之至少一個第二層102之厚度d2較佳地大於至少一個第一層100之厚度d1。至少一個第一層100之厚度d1可係從0.5至5 mm、較佳地從0.5至4 mm、較佳地從0.5至3 mm、較佳地從0.5至2 mm、較佳地從0.6至5 mm、較佳地從0.6至3 mm、較佳地從1至5 mm、較佳地從1至4 mm、較佳地從1至3 mm、較佳地從2至4 mm、且較佳地從2至3 mm。如本文所揭示之多層燒結陶瓷體98可具有從約10至約40 mm、較佳地從約10至約35 mm、較佳地從約10至約33 mm、較佳地從約10至約30 mm、較佳地從約10至約25 mm、且較佳地從約10至約20 mm之總厚度(d1 + d2)。在某些實施例中，可能所欲的是最小化至少一個第一層100之厚度，且因此可選地，多層燒結陶瓷體98可在燒結後及/或退火後被機械加工以減小層100之厚度d1，以使多層燒結體98或由此形成的組件的電、熱或其他性質改質。

如本文所揭示之壓力輔助（及在較佳實施例中，壓力及電流輔助，諸如SPS）燒結程序提供從設置於工具集中的經煅燒粉末混合物之至少兩個層來備製之一體式多層燒結陶瓷體（粉壓實產物），而無需使用摻雜劑及/或燒結助劑。一體式多層燒結體98由其後在燒結步驟中分別形成為燒結體之至少一個第一100及第二層102層的經煅燒粉末混合物層形成（而不形成膜、帶或坯體，如所屬技術領域中所常見）。壓力輔助方法產生高密度之一體式多層燒結陶瓷體，而無需無壓力方法之匹配燒結速率，如所屬技術領域中具有通常知識者已知。燒結體之至少一個第一層100與第二層102之間的CTE差異較佳地在本文所揭示之範圍內，以避免由所揭示範圍外部之CTE失配所引起的裂解及破裂（其可在燒結期間以及諸如退火及類似者的其他熱偏離期間所經歷）。

前述耐腐蝕之多層燒結陶瓷體可經製造成電漿蝕刻室之大型耐腐蝕性多層燒結，其中關於多層燒結體之最大尺寸，該等組件可具有從100 mm至625 mm之尺寸。可進一步藉由增加在介於至少一個第一層100與至少一個第二層102之間的非線性界面104之界面長度及互鎖效應來實現本文中所描述之大組件尺寸。 製備方法

多層燒結陶瓷體之製備可藉由使用壓力輔助燒結達成，例如，諸如火花電漿燒結(SPS)（亦稱為場輔助燒結技術(FAST)）或直流燒結(DCS)。這些直流燒結輔助及相關技術採用直流以加熱導電模具組態或工具集，從而加熱待燒結之材料。此加熱方式允許非常高之加熱及冷卻速率的應用，增強緻密化機制而不是晶粒生長促進擴散機制，此可促進非常精細粒度之陶瓷燒結體之製備，且將原始粉末之固有性質轉移至其接近或完全緻密之產品中。如本文所揭示之壓力及電流輔助方法利用較佳地無脈衝、連續直流以加熱工具集，如所揭示。

根據一實施例，耐腐蝕性多層燒結陶瓷體之上述特性部分地藉由調適第一及第二粉末混合物之純度及比表面積(SSA)、對第一及第二粉末混合物之壓力、第一及第二粉末混合物之溫度、第一及第二粉末混合物之燒結持續時間、在選用之退火步驟期間的多層燒結陶瓷體之溫度及退火步驟之持續時間而達成。

揭示一種製造一多層燒結陶瓷體之方法，該方法包含以下步驟：a)組合氧化釔粉末及氧化鋁粉末以製造一第一粉末混合物；b)組合氧化鎂粉末及氧化鋁粉末以製造一第二粉末混合物；c)藉由施加熱量以使該第一粉末混合物及該第二粉末混合物之溫度升高至一煅燒溫度，並維持該煅燒溫度以執行煅燒來煅燒該等粉末混合物，以形成第一經煅燒粉末混合物及第二經煅燒粉末混合物；d)將該第一經煅燒粉末混合物及該第二經煅燒粉末混合物分開地設置於由一燒結設備之一工具集所界定之一容積內，以形成該第一經煅燒粉末混合物之至少一個層及該第二經煅燒粉末混合物之至少一個層，並在該容積內產生真空條件；e)將壓力施加至該第一及第二經煅燒粉末混合物之該等層，同時加熱至一燒結溫度且進行燒結以形成該多層燒結陶瓷體，其中在燒結後，該第一經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第一層，且該第二經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第二層；及f)降低該多層燒結陶瓷體之溫度，其中該至少一個第一層包含多晶YAG，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層，其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如使用SEM及影像處理方法所測量，且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17所測量。

以下額外步驟是選擇性的；g)藉由施加熱量以升高該多層燒結陶瓷體之溫度以達到一退火溫度，執行退火，來對該多層燒結陶瓷體進行退火；及h)降低經退火之該多層燒結陶瓷體之溫度；及i)機械加工該多層燒結陶瓷體或該經退火多層燒結陶瓷體以在電漿處理腔室中產生呈下列形狀的一多層燒結陶瓷組件：一介電質窗、一RF窗、一聚焦環、一程序環、一沉積環、一噴嘴或氣體注射器、一噴淋頭、一氣體分配板、一蝕刻腔室襯墊、一電漿源配接器、一氣體入口配接器、一擴散器、一靜電晶圓夾頭、一夾頭、一定位盤、一離子抑制器元件、一面板、一隔離器、一間隔物、及/或一保護環。

如本文所揭示之方法之步驟a)包含組合氧化釔粉末及氧化鋁粉末以製成第一粉末混合物。包含第一粉末混合物之起始粉末材料依比例經組合且混合，使得至少一個第一粉末混合物在燒結後形成包含YAG之多晶相的至少一個第一層。如上文所詳述，至多1體積%之氧化鋯亦可添加至第一粉末混合物。經選擇以形成至少一個第一粉末混合物的粉末較佳地係高純度(＞ 99.99%)市售粉末。然而，可使用其他氧化物粉末，例如由化學合成製程及相關方法生產之彼等者，只要滿足高純度需求。在較佳實施例中，第一粉末混合物包括氧化釔及氧化鋁。

可使用能夠測量自10 nm至5 mm之粒徑的Horiba型號LA-960 Laser Scattering Particle Size Distribution Analyzer（雷射散射粒徑分布分析儀）測量起始粉末、粉末混合物及經煅燒粉末混合物的粒徑。可使用能夠測量在0.01至2000 m ²/g之比表面積且對於大多數樣本之準確度為10%及更小的Horiba BET表面積分析儀型號SA-9601測量起始粉末、粉末混合物及經煅燒粉末混合物的比表面積。使用能夠分析較輕元素（諸如從Sc起及較小原子序）至約1.4 ppm及較重元素（諸如比Sc高之原子序）至約0.14 ppm的Agilent 7900 ICP-MS型號G8403，可使用ICP-MS測量來測量起始粉末、粉末混合物及經煅燒粉末混合物之純度。本文中將純度報告為相對於100%純度的百分比，其表示僅包含所意欲組分之材料，而不含雜質、摻雜劑、燒結助劑及類似物。以相對於受評估之材料總質量的ppm來報告雜質含量。如本文所揭示使用ICP-MS方法，二氧化矽未在純度及雜質報告中揭示，且可測量約14 ppm或更大之量。

根據本文所揭示之實施例，用作為起始材料之氧化釔粉末之d10粒徑係較佳地1至6 µm、較佳地1至5 µm、較佳地1至4 µm、較佳地2至6 µm、較佳地3至6 µm、較佳地4至6 µm、較佳地2至4 µm。

根據本文所揭示之實施例，用作為起始材料之氧化釔粉末之d50粒徑係較佳地3至9 µm、較佳地3至8.5 µm、較佳地3至8 µm、較佳地3至7 µm，較佳地4至9 µm，、較佳地5至9 µm、較佳地6至9 µm、較佳地4至8 µm。本文所揭示之氧化釔粉末可具有約5至9 µm之平均粒徑。

根據本文所揭示之實施例，用作為起始材料之氧化釔粉末之d90粒徑係較佳地6至16 µm、較佳地6至15 µm、較佳地6至14 µm、較佳地6.5至16 µm、較佳地7至16 µm、較佳地7.5至16 µm、較佳地7.5至14 µm。

氧化釔粉末具有從2至10 m ²/g、較佳地從2至8 m ²/g、較佳地從2至6 m ²/g、較佳地從3至10 m ²/g、較佳地從4至10 m ²/g、較佳地從6至10 m ²/g、較佳地從2至4 m ²/g之比表面積(SSA)。

氧化釔起始材料之純度較佳地高於99.99%、較佳地高於99.995%、較佳地高於99.999%、更佳地高於99.9995%、及更佳地係約99.9999%。此對應於100 ppm或更低、較佳地50 ppm或更底、較佳地25 ppm或更低、較佳地10 ppm或更低、更佳地約1 ppm、較佳地1至100 ppm、較佳地1至50 ppm、較佳地1至25 ppm、較佳地1至10 ppm、較佳地1至5 ppm之雜質位準。

如本文中所使用之d50定義為中位數，且表示粒徑分佈之一半駐存於此點上方且一半駐存在此點下方的值。類似地，百分之90之分佈位於d90以下，且百分之10之分佈位於d10以下。

本文所揭示之具有氧化釔及氧化鋁之起始粉末較佳地係結晶的，且因此具有長程結晶序。具有諸如超過20 m ²/g的高表面積之起始粉末在將如本文所揭示之粉末混合物裝載至工具集時造成可處理性問題，且亦引起在粉末組合/混合步驟期間達成均勻分散及密切混合的難度。因此，在實施例中，較佳地，本文所揭示之粉末混合物及/或經煅燒粉末混合物不含或實質上不含奈米粉末，且具有約18 m ²/g或更小之比表面積(SSA)。

比表面積小於約1 m ²/g之起始粉末可能會發生黏聚問題，且需要較高混合能量及較長混合時間，並且可能會降低燒結活化能，從而產生具有較低密度及較高孔隙率之燒結陶瓷體。較佳地用於所揭示之方法的係本文所揭示之一般具有從1至18 m ²/g、較佳地從2至15 m ²/g、較佳地從3至12 m ²/g之SSA之起始粉末。

可使用濕式或乾式球（軸向旋轉）研磨、濕式或乾式滾轉（翻滾或垂直）混合、噴射研磨及此等組合的粉末製備技術來執行組合氧化鋁粉末及氧化釔粉末以及氧化鎂及氧化鋁，以（根據步驟a)及b)任一者或兩者）製造至少第一及第二粉末混合物。此等粉末組合方法之使用提供分解顆粒及黏聚物之高能製程。

在乾燥條件下，可使用高純度(＞99.9%)氧化鋁介質對起始粉末進行球磨或翻滾/滾轉混合，以在混合期間保持起始粉末之純度。在其他實施例中，氧化鋯介質可用於分解硬黏聚物。高純度氧化鋁介質係如本文所揭示使用ICPMS方法予以測試且經發現到具有99.9至約99.99%之純度。使用氧化鋯介質會導致多層燒結陶瓷體中有微量（諸如小於100 ppm）氧化鋯。用於進行乾式球磨之介質可具有一範圍之尺寸，例如直徑為5至15 mm，以粉末重量之約50至約100%之裝載量添加。用於進行乾式滾轉混合之介質可包含但不限於至少一個大尺寸之介質元件（直徑約20至40 mm）。乾式球磨及/或乾式滾轉混合可進行12至48小時、較佳地16至48小時、較佳地16至24小時、較佳地18至22小時之持續時間。乾式球磨或滾轉研磨製程（軸向旋轉）可使用50至250 RPM、較佳地75至200 RPM、較佳地75至150 RPM、較佳地100至125 RPM之RPM，各自用於直徑約200 mm之容器。RPM可以取決於所選擇使用之容器尺寸而變化，且因此，如所屬技術領域中具有通常知識者所知，彼等直徑大於200 mm之容器可具有對應地較低之RPM。乾式翻滾/滾轉混合可以在10至30 rpm、較佳地約20 RPM之RPM下進行。在乾式球磨及/或翻滾/滾轉研磨/混合之後，粉末混合物可選地可使用任何數目之篩（其可具有例如45至400 µm之開口）進行過篩，並進行摻合，但對所屬技術領域中具有通常知識者已知之重複或順序不具限制。

可藉由將起始粉末懸浮於各種溶劑（諸如乙醇、甲醇、及其他醇）中來進行濕式球磨或濕式翻滾/滾轉混合，以形成漿料。在任一製程中形成之漿料在研磨或混合期間可具有25至75粉末重量%、較佳地40至75粉末重量%、較佳地50至75粉末重量%之粉末裝載量。濕式球磨或濕式翻滾/滾轉混合可藉由增加之流動性來提供經改善之粉末分散，從而在熱處理或煅燒前產生精細、均勻之混合。在實施例中，可選地，可使用任何數量的市售分散劑（例如，諸如聚甲基丙烯酸甲酯(P mmA)及聚乙烯吡咯啶酮(PVP)）及其他分散劑添加分散劑至漿料中，如所屬技術領域中具有通常知識者已知。可選地，可添加0.05至0.2粉末重量%、較佳0.05至0.1粉末重量%之量的分散劑。用於濕式球或濕式滾轉/翻滾混合之介質裝載量可從30至100粉末重量%、較佳地從30至75粉末重量%、較佳地從30至60粉末重量%變化。可執行濕式球研磨或滾轉混合持續從8至48小時、較佳地從12至48小時、較佳地從16至48小時、較佳地從8至36小時、較佳地從8至24小時、較佳地從16至24小時、較佳地從12至24小時之持續時間。球磨可使用50至250 RPM、較佳地75至200 RPM、較佳地75至150 RPM、較佳地介於100與125 RPM之間的RPM，各自用於直徑約200 mm之容器。RPM可以取決於所選擇使用之容器尺寸而變化，且因此，如所屬技術領域中具有通常知識者所知，直徑大於例如200 mm之容器可具有對應地較低之RPM。可在從10至30 RPM、較佳地約20 RPM的RPM下執行濕式翻滾/滾轉混合。在濕式球磨及/或翻滾/滾轉混合之後，粉末混合物可選地可使用任何數目之篩（其可具有例如45至400 µm之開口）進行過篩，並進行摻合，但對所屬技術領域中具有通常知識者已知之重複或順序不具限制。

亦可使用所屬技術領域中具有通常知識者已知之噴射研磨程序來徹底混合粉末，以形成具有窄粒徑分佈之粉末、粉末混合物或經煅燒粉末混合物。噴射研磨使用惰性氣體或空氣之高速噴射來碰撞起始粉末及/或粉末混合物及/或經煅燒粉末混合物之粒子，但不使用研磨或混合介質，從而保持待研磨粉末之初始純度。該腔室可設計成使得較大粒子可優先減小尺寸，此可在最終粉末、粉末混合物、或經煅燒粉末混合物中提供窄粒徑分佈。在處理前達到如機器設置時所判定之預定粒徑時，粉末會離開噴射研磨腔室，因此結束製程。本文所揭示之起始粉末、粉末混合物、及/或經煅燒粉末混合物可在約100 psi之壓力下經受噴射研磨，無論是單獨進行或是與本文所揭示之所揭示粉末研磨/混合製程中之任一者或全部組合進行，皆是如此。在噴射研磨後，粉末及/或粉末混合物可選地可使用任何數目之篩（其可具有例如45至400 µm之開口）進行過篩，並進行摻合，但對重複或順序不具限制，如所屬技術領域中具有通常知識者已知。

亦可以應用具有磨碎(attrition milling)、高剪切混合、行星式研磨(planetary milling)、及其他已知程序之額外粉末製備程序。前述粉末製備技術可單獨使用或以其任意組合使用，或者用於多於一種粉末混合物，該多於一種粉末混合物隨後形成一體式多層燒結陶瓷體。

如所屬技術領域中具有通常知識者所知，在使用濕式混合或研磨製程之情況下，可取決於待乾燥漿料之體積而藉由旋轉蒸發方法來乾燥漿料，例如在約40℃至90℃之溫度下持續1至4小時。在其他實施例中，可使用如所屬技術領域中具有通常知識者已知之噴霧乾燥技術來乾燥漿料。乾燥後，粉末混合物可選地可使用開口為例如45至400 m之篩進行過篩，並進行摻合，但對重複或順序不具限制。前述粉末製備技術可單獨使用或以其任意組合使用。

乾燥後，步驟a)之粉末混合物之比表面積(SSA)可係從2至18 m ²/g、較佳地從2至17 m2/g、較佳地從2至14 m ²/g、較佳地從2至12 m ²/g、較佳地從2至10 m ²/g、較佳地從4至17 m ²/g、較佳地從6至17 m ²/g、較佳地從8至17 m ²/g、較佳地從10至17 m ²/g、較佳地從4至12 m ²/g、較佳地從4至10 m ²/g、且較佳地從5至8 m ²/g。

在混合/研磨後，可藉由使用高純度之研磨介質（例如純度為99.99%或更高之氧化鋁介質）將粉末混合物之純度與起始材料之純度保持一致。在實施例中，氧化鋯研磨介質之使用可係較佳且可引入氧化鋯達到其以從15至100 ppm、從15至75 ppm、較佳地從15至60 ppm、較佳地從20至30 ppm之量保持在多層燒結陶瓷體之至少一個第一及第二層中的程度。

如本文所揭示之方法之步驟b)包含組合氧化鎂粉末及氧化鋁粉末以製成第二粉末混合物。用於形成至少一個第二層的包含包括氧化鎂及氧化鋁之第二粉末混合物的起始粉末材料較佳係高純度市售的粉末。

步驟b)提供製備陶瓷燒結體形式或組件，其包含具有組成物MgAl ₂O ₄之立方結晶相的燒結尖晶石層。

根據本文所揭示之實施例，用作為起始材料之氧化鎂粉末之d50粒徑一般係從1.5至5.5 µm、從2至5.5 µm、從2.5至5.5 µm、從3至5.5 µm、從1.5至5 µm、從1.5至4.5 µm、更佳地從2至4.5 µm。

根據本文所揭示之實施例，用作為起始材料之氧化鎂粉末之d90粒徑一般係從從4至9 µm、較佳地從5至9 µm、較佳地從6至9 µm、較佳地從4至8 µm、較佳地從4至7 µm及更佳地從5至7.5 µm。

根據一實施例，用作為起始材料之氧化鋁粉末之d50粒徑通常係從0.75至7 µm、較佳地從0.75至6.5 µm、較佳地從0.75至6 µm、較佳地從1至7 µm、較佳地從1.5至7 µm、較佳地從2至7 µm及更佳地從2至6 µm。氧化鋁粉末通常具有從4至18 m ²/g、較佳地介於4至15 m ²/g之間、較佳地介於4至12 m ²/g之間、較佳地介於4至10 m ²/g之間、較佳地介於6至18 m ²/g之間、較佳地介於6至15 m ²/g之間、較佳地介於6至12 m ²/g之間、較佳地介於6至10 m ²/g之間、較佳地介於6至8 m ²/g之比表面積(SSA)。氧化鋁起始材料之純度一般高於99.99%、較佳地高於99.995%、較佳地高於99.9975%、較佳地高於99.999%、較佳地高於99.9995%、較佳地大於99.9999%，如使用ICPMS方法所測量。對應地，氧化鋁粉末之雜質含量可係100 ppm及更小、較佳地50 ppm及更小、較佳地25 ppm及更小、較佳地10 ppm及更小、較佳地5 ppm及更小、更佳地1 ppm及更小。。

根據一實施例，用作為起始材料之氧化鋁粉末之d10粒徑係較佳地從0.1至0.5 µm、較佳地從0.1至0.4 µm、較佳地從0.1至0.3 µm、較佳地從0.2至0.5 µm、較佳地從0.3至0.5 µm、較佳地從0.4至0.5 µm、較佳地從0.1至0.2 µm。

根據一實施例，用作為起始材料之氧化鋁粉末之d50粒徑係較佳地從2至8 µm、較佳地從2至7 µm、較佳地從2至6 µm、較佳地從3至8 µm、較佳地從4至8 µm、較佳地從5至8 µm及更佳地從2.5至5 µm。

根據一實施例，用作為起始材料之氧化鋁粉末之d90粒徑係較佳地從15至40 µm、較佳地從15至30 µm、較佳地從15至25 µm、較佳地從20至40 µm、較佳地從30至40 µm、且較佳地從20至30 µm。

氧化鋁粉末一般具有從4至18 m ²/g、較佳地從4至14 m ²/g、較佳地從4至10 m ²/g、較佳地從4至6 m ²/g、較佳地從6至18 m ²/g、較佳地從6至14 m ²/g、較佳地從8至18 m ²/g、較佳地從10至18 m ²/g、較佳地從8至10 m ²/g、且較佳地從6至10 m ²/g之比表面積。

如使用ICPMS方法所量測，氧化鋁起始材料之純度一般高於99.99%、較佳高於99.995%、較佳高於99.999%、及較佳高於99.9995%。相應地，氧化鋁粉末的雜質含量可係100 ppm及更小、較佳50 ppm及更小、較佳25 ppm及更小、較佳10 ppm及更小、及更佳5 ppm及更小。

氧化鋯粉末（若使用至多1體積%）可具有介於0.08至0.20 µm之間的d10、介於0.3 µm至0.7 µm之間的d50、及介於0.9至5 µm之間的d90之粒徑分佈。根據本發明之一實施例，用作混合物之起始材料的氧化鋯粉末之平均粒徑可係0.3至1 µm。

氧化鋯粉末通常具有從1至16 m ²/g之間、較佳地介於2至12 m ²/g、且更佳地between 5至9 m ²/g之比表面積，且氧化鋯粉起始材料之純度一般高於高於99.5%、較佳地高於99.8%、較佳地高於99.9%、且較佳地高於99.99%。此對應於5000 pm及更小、較佳地2000 ppm及更小、較佳地1000 ppm及更小、較佳地100 ppm及更小之總雜質含量。如本文所使用的氧化鋯可包含以約2至5莫耳百分比之低量的Hf或其他穩定劑，如許多市售氧化鋯粉末中所常見。

可根據如步驟a)中所揭示之材料及方法執行組合氧化鋁與氧化鎂粉末以製成一第二粉末混合物。

本文揭示之方法之步驟c)包括：藉由施加熱量以使該第一粉末混合物及該第二粉末混合物之溫度升高至一煅燒溫度，並維持該煅燒溫度以執行煅燒來煅燒該等粉末混合物，以形成第一經煅燒粉末混合物及第二經煅燒粉末混合物。可以進行此步驟，使得在燒結之前可除去水分，且粉末混合物之表面狀況係均勻。根據熱處理步驟之煅燒可在600℃至1200℃、較佳地600至1100℃、較佳地600至1000℃、較佳地600至900℃、較佳地700至1100℃、較佳地800至1100℃、較佳地800至1000℃、及較佳地850至950℃之溫度下進行。煅燒可以在含氧環境中進行4至12小時、較佳地4至10小時、較佳地4至8小時、較佳地6至12小時、較佳地4至6小時之持續時間。煅燒後，可根據已知方法對粉末混合物進行過篩及/或翻滾及/或摻合，以形成至少第一經煅燒粉末混合物及第二經煅燒粉末混合物。煅燒可能會或可能不會導致比表面積之減少。

第一及第二經煅燒粉末混合物可具有較佳地從0.1至4 µm、較佳地從0.2至4 µm、較佳地從0.3至4 µm、較佳地從0.4至4 µm、較佳地從0.1至3 µm、較佳地從0.1至2 µm、較佳地從0.1至3 µm、較佳地從0.1至2 µm、且較佳地從0.1至1 µm之d10粒徑。

第一及第二經煅燒粉末混合物可具有從3至50 µm、較佳地從3至40 µm、較佳地從3至30 µm、較佳地從3至20 µm、較佳地從3至10 µm、較佳地從5至50 µm、較佳地從10至50 µm、較佳地從20至50 µm、較佳地從30至50 µm、較佳地從3至8 µm、較佳地從5至10 µm、且較佳地從6至15 µm之d50粒徑。

第一及第二經煅燒粉末混合物可具有從10至350 µm、較佳地從10至300 µm、較佳地從10至250 µm、較佳地從10至200 µm、較佳地從10至175 µm、較佳地從10至150 µm、較佳地從10至100 µm、較佳地從10至75 µm、較佳地從10至50 µm、較佳地從10至40 µm、較佳地從10至25 µm、較佳地從20至350 µm、較佳地從40至350 µm、較佳地從60至350 µm、較佳地從100至350 µm、較佳地從150至350 µm、較佳地從200至350 µm、較佳地從12至330 µm、較佳地從100至330 µm、且較佳地從100至250 µm之d90粒徑。

在某些實施例中，如本文所揭示之較高溫度煅燒條件會導致晶相之形成及經煅燒粉末混合物之黏聚，且因此會導致整體粒徑分佈之可變性更大且具體而言較大d50及d90粒徑。在其他實施例中，如本文中所揭示之較低溫度煅燒條件可不影響相對於起始材料的經煅燒粉末混合物之粒徑分佈，籨而粒徑分佈在與起始粉末材料相同範圍內，或類似於起始粉末材料。批次間方差(lot to lot variation)及在煅燒期間的熱傳遞管理亦可有助於粒徑分佈。因此，粉末混合物之廣泛範圍的粒徑分佈（且具體而言，d50及d90粒徑）可得自於如本文所揭示之煅燒條件。

經煅燒粉末混合物可具有從約1 m ²/g至約18 m ²/g、較佳地從約1 m ²/g至約14 m ²/g、較佳地從約1 m ²/g至約10 m ²/g、較佳地從約1 m ²/g至約8 m ²/g、較佳地從約2 m ²/g至約18 m ²/g、較佳地從約2 m ²/g至約14 m ²/g、較佳地從約2 m ²/g至約10 m ²/g、較佳地從約3 m ²/g至約9 m ²/g、較佳地從約3 m ²/g至約6 m ²/g的比表面積(SSA)，如根據ASTM C1274所測量。

煅燒之後的第二粉末混合物特別可具有從3至9 m ²/g, between 3至8 m ²/g之間、較佳地介於3至7 m ²/g之間、較佳地介於3至6 m ²/g之間、較佳地介於4至9 m ²/g之間、較佳地介於5至9 m ²/g之間、較佳地介於6至9 m ²/g之間、較佳地介於4至7 m ²/g之比表面積。在煅燒之後，根據已知方法，將粉末混合物過篩、翻滾、摻合及其組合。表3列出例示性經煅燒粉末混合物（樣本309）之性質。 ［表3］

樣本	起始粉末	煅燒(T/t)	經煅燒粉末相	SSA (m2/g)	純度(%)	雜質(ppm)
309	MgO，Al2O3	850℃/4hr	MgO，Al2O3	5至6	＞ 99.999	＜10

相對於第一經煅燒粉末混合物之質量，第一經煅燒粉末混合物可具有從5至200 ppm、較佳從5至150 ppm、較佳小於100 ppm、較佳小於50 ppm、較佳小於25 ppm、較佳小於15 ppm、較佳從10至100 ppm、較佳從10至80 ppm、較佳從10至60 ppm、較佳從10至40 ppm、較佳從20至80 ppm、及較佳從30至60 ppm的總雜質含量。

表4展示在形成為至少一個第二層（亦即，鎂鋁尖晶石層）之前，例示性前驅物粉末混合物之ICPMS純度結果。 ［表4］

尖晶石(MgAl 2O 4) 經煅燒粉末混合物
元素	平均雜質(ppm)	元素	平均雜質(ppm)
Li 6/7	0.0601	Cd 111	＜0.0035
Be 9	＜ 0.007	In 115	＜0.0035
B 11	＜ 0.0007	Sn 118	0.0201
Na 23 *	＜0.35	Sb 121	＜0.007
Mg 24	N/A	Te 126,8,30	0.0824
Al 27	N/A	Cs 133	0.0564
Si 28	＜ 14	Ba 137	0.3269
K 39 /41*	1.9072	La 138/139	0.0660
Ca 43/44*	1.9106	Ce 140	0.1585
Sc 45	＜0.035	Pr 141	0.0076
Ti 47	＜0.035	Nd 146	0.0215
V 51	0.0990	Sm 147	0.0041
Cr 52	0.2889	Eu 153	0.0024
Mn 55	0.1675	Gd 157	0.0081
Fe 56	1.5463	Tb 159	0.0023
Co 59	0.0114	Dy 163	＜ 0.0021
Ni 60	0.3177	Ho 165	＜ 0.0021
Cu 63	0.0111	Er 166	0.2206
Zn 66	0.2776	Tm 169	0.0061
Ga 71	0.1831	Yb 171,2,3	＜0.0021
Ge 72	0.0084	Lu 175	3.3365
As 75	＜0.014	Hf 178	＜0.007
Se 78	0.1546	Ta 181	＜0.0035
Rb 85	0.0193	W 182	＜0.007
Sr 84/87/88	0.0147	Re 185	0.0272
Y 89	24.8145	Ir 193	0.0366
Zr 90/92/94	2.6021	Pt 195	＜0.056
Nb 93	＜0.007	Au 197	＜0.007
Mo 95	0.1680	Tl 205	0.0187
Ru 101	＜0.007	Pb 208	0.0575
Rh 103	0.0441	Bi 209	＜0.007
Pd 104,8,10	0.0350	Th 232	0.0105
Ag 107/109	＜0.014	U 238	＜0.0035

*      N/A表示形成粉末混合物之起始粉末中存在的元素

表5展示在形成為至少一個第一層（即，多晶YAG層）之前，例示性前驅物粉末混合物10之ICPMS純度結果。 ［表5］

YAG (Y 3Al 5O 12) 經煅燒粉末混合物
元素	平均雜質(ppm)	元素	平均雜質(ppm)
Li 6/7	0.0197	Cd 111	0.1989
Be 9	0.1808	In 115	＜0.0035
B 11	＜0.0007	Sn 118	0.0798
Na 23 *	1.8755	Sb 121	0.0297
Mg 24	＜0.7	Te 126,8,30	＜0.014
Al 27	N/A	Cs 133	＜0.007
Si 28	＜14	Ba 137	＜0.056
K 39 /41*	＜1.4	La 138/139	0.0743
Ca 43/44*	1.7173	Ce 140	0.0507
Sc 45	0.0451	Pr 141	0.0083
Ti 47	＜0.035	Nd 146	0.0264
V 51	0.0131	Sm 147	0.0196
Cr 52	0.2720	Eu 153	0.0063
Mn 55	0.1822	Gd 157	0.0991
Fe 56	＜0.14	Tb 159	0.1991
Co 59	0.2041	Dy 163	0.0357
Ni 60	0.0978	Ho 165	0.2552
Cu 63	0.0660	Er 166	0.1507
Zn 66	0.0409	Tm 169	0.1131
Ga 71	0.1525	Yb 171,2,3	0.1682
Ge 72	＜0.007	Lu 175	0.0133
As 75	0.0306	Hf 178	0.0305
Se 78	＜0.035	Ta 181	＜0.0035
Rb 85	0.0526	W 182	＜0.007
Sr 84/87/88	0.3379	Re 185	＜0.0035
Y 89	N/A	Ir 193	＜0.035
Zr 90/92/94	1.1108	Pt 195	＜0.056
Nb 93	＜0.007	Au 197	0.0164
Mo 95	0.0320	Tl 205	0.0430
Ru 101	＜0.007	Pb 208	0.0094
Rh 103	＜0.042	Bi 209	0.0213
Pd 104,8,10	＜0.007	Th 232	＜0.007
Ag 107/109	0.0592	U 238	0.0043

*   N/A表示形成粉末混合物之起始粉末中存在的元素

對於表4至5之各者，N/D指示經偵測到元素低於ICPMS之報告極限。所報告之純度係在燒結後對5個粉末混合物批次之平均值。

第一及第二經煅燒粉末混合物之各者可具有從5至200 ppm、較佳地從5至150 ppm、較佳地小於100 ppm、較佳地小於75 ppm、較佳地小於50 ppm、較佳地小於25 ppm、較佳地小於15 ppm、較佳地小於10 ppm、較佳地小於8 ppm、較佳地小於5 ppm、較佳地從5至50 ppm、較佳地從5至30 ppm、較佳地從3至20 ppm的總雜質含量。

本文所揭示之方法之步驟d)包含將該第一及第二經煅燒粉末混合物分開地設置於由一燒結設備之一工具集所界定之一容積內，以形成該第一經煅燒粉末混合物之至少一個層及該第二經煅燒粉末混合物之至少一個層，並在該容積內產生真空條件。如本文所揭示之程序中所使用之火花電漿燒結(SPS)設備包含至少一石墨模具，其通常為圓柱形石墨模具。在石墨晶粒中，第一及第二經煅燒粉末混合物分開地設置於兩個石墨衝頭之間，以形成至少兩個分開之層。

在較佳實施例中，該SPS工具包含一模具，該模具包含一側壁，該側壁包含一內壁及一外壁，其中該內壁具有界定能夠接收至少一種陶瓷粉末之一內部容積的一直徑；及一上衝頭及一下衝頭，其等可操作地與模具耦合，其中該上衝頭及該下衝頭之各者皆具有一外壁，該外壁所界定之直徑小於該模具之該內壁之該直徑，從而當該上衝頭及該下衝頭中之至少一者在該模具之該內部容積內移動時，界定介於該上衝頭及該下衝頭中之各者與該模具之該內壁之間的一間隙，其中該間隙寬為10 µm至100 µm。較佳地，模具及衝頭由石墨製成。此類SPS工具揭示於2020年10月3日申請之美國臨時專利申請案第63/087,204號中，該案以引用之方式併入本文中。

在實施例中，兩種或更多種經煅燒粉末混合物可設置於石墨模具內。在該模具所圍繞之該等衝頭之間的粉末內建立真空條件，如所屬技術領域中具有通常知識者已知。典型之真空條件包括10 ^-2至10 ^-3托之壓力。主要施加真空來除去空氣以保護石墨不被燃燒，並將大部分空氣自粉末混合物中除去。粉末混合物安置之順序可按需要倒轉或重複，以達成多層燒結陶瓷體及由其形成之組件的所欲結構。在此類實施例中，第一及第二經煅燒粉末混合物之層在燒結期間相鄰地設置於石墨模具內，且其後燒結以形成第一與第二連續層，從而形成多層燒結陶瓷體之界面104。將至少一種第一經煅燒粉末混合物及至少一種第二經煅燒粉末混合物設置在由工具集所界定之容積中一般導致第一與第二經煅燒粉末混合物互混，從而產生非線性界面之如上文所描述之扭度，其係由如本文所揭示之方法所產生的多層燒結陶瓷體之特性。此非線性界面可提供至少一個第一與第二層之間的互鎖效應及增強之黏著性，其明顯不同於由具有實質上線性（或一維）界面之至少一個層壓體或預燒結體所形成的層壓體及燒結體的互鎖效應及增強之黏著性，且因此如本文中所揭示之多層燒結陶瓷體不是層壓體或經層壓體。至少第一及第二經煅燒粉末混合物可直接裝載至燒結設備之工具集合中且予以燒結，而無需諸如使用會造成污染物的黏合劑、分散劑及類似物的預燒結步驟。

如所揭示之方法利用具有微米級平均粒徑分布之起始粉末或由化學合成技術製備之起始粉末，而不需要在燒結之前形成坯體或機械加工。

與由所揭示之製程及粉末材料產生的多層燒結陶瓷體相關聯之高密度及低孔隙率係在不使用黏合劑或燒結助劑的情況下達成。其他燒結技術需要使用燒結輔助來降低燒結溫度，其會不利地影響蝕刻效能及緻密化。聚合黏合劑亦通常用以產生前述坯體，其在燒盡後會造成殘餘孔隙率及較低密度。如本文中所揭示製作耐腐蝕性燒結陶瓷體或由其形成之多相燒結組件中無需黏合劑或燒結助劑。

如本文所揭示之方法之步驟e)包含將壓力施加至該第一及第二經煅燒粉末混合物之該等層，同時加熱至一燒結溫度且進行燒結以形成該多層燒結陶瓷體，其中在燒結後，該第一經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第一層，且該第二經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第二層；及f)降低該多層燒結陶瓷體之溫度；在至少第一及第二經煅燒粉末混合物設置於晶粒中之後，將壓力軸向地施加至設置於石墨衝頭之間的經煅燒粉末混合物。壓力被增加以達到從5 MPa至100 MPa、較佳地從5 MPa至60 MPa、較佳地從5 MPa至40 MPa、較佳地從5 MPa至20 MPa、較佳地從10 MPa至60 MPa、較佳地從10 MPa至40 MPa、較佳地從10 MPa至30 MPa、較佳地從10 MPa至20 MPa、較佳地從15 MPa至60 MPa、較佳地從15 MPa至40 MPa、較佳地從15 MPa至30 MPa、較佳地從20至40 MPa、較佳地從15 MPa至20 MPa之壓力。

將熱施加至晶粒中所提供之粉末混合物促進從1000至1700℃、較佳地從1200至1700℃、較佳地從1400至1700℃、較佳地從1500至1700℃、更佳地從1600至1700℃、較佳地從1200至1600℃、較佳地從1200至1400℃、較佳地從1400至1600℃、且較佳地從1500至1600℃之燒結溫度。燒結一般可用從0.5至180分鐘、較佳從0.5至120分鐘、較佳從0.5至100分鐘、較佳從0.5至80分鐘、較佳從0.5至60分鐘、較佳從0.5至40分鐘、較佳從0.5至20分鐘、較佳從0.5至10分鐘、較佳從0.5至5分鐘、較佳從5至120分鐘、較佳從10至120分鐘、較佳從20至120分鐘、較佳從40至120分鐘、較佳從60至120分鐘、較佳從80至100分鐘、較佳從100至120分鐘、較佳從30至60分鐘、較佳從15至45分鐘的時間來達成。在某些實施例中，燒結可在等溫時間為零的情況下達成，且在達到燒結溫度時，起始本文所揭示之冷卻速率。根據製程步驟f)，藉由移除熱源將陶瓷燒結體被動地冷卻。可使用自然或強制對流直到達到可促進選用之退火製程的溫度。

在較佳實施例中，粉末混合物係藉由燒結設備之衝頭及模具直接加熱。模具及衝頭可包含促進抗性/焦耳加熱之導電材料，諸如石墨。燒結設備及程序係揭示於US 2010/0156008 A1中，其係以引用方式併入本文中。

在壓力下燒結粉末層產生共壓實之一體式多層體。根據所揭示之方法，在方法之步驟e)期間，第一煅燒粉末混合物之至少一個層及第二經煅燒粉末混合物之至少一個層原位地同時形成多層燒結陶瓷體之至少一個第一層及至少一個第二層中。此將至少一種第一及第二經煅燒粉末混合物同時燒結至至少一個層及至少一個第二層的單一步驟可提供多層燒結陶瓷體的增強之黏著性、高機械強度及平坦度。具體而言跨本文中所揭示之燒結溫度的範圍，該至少一個第一層及至少一個第二層之CTE匹配，防止由於在燒結後冷卻時至少一個第二層及至少一個第一層之間的CTE錯配而產生應力，且因此實現形成具有高界面強度及黏著性的大尺寸之多層燒結陶瓷體。一個層包含多晶YAG及其他層鎂鋁尖晶石（亦多晶）。如在圖16中可見，YAG及尖晶石在寬溫度範圍內具有密切匹配的CTE。

在燒結期間，一般會發生體積減小，使得陶瓷燒結體可包含當設置於燒結設備之工具集中時佔起始粉末混合物體積約三分之一的體積。

根據本揭露之燒結設備之溫度通常係在設備之石墨模具內測量。因此，較佳地溫度被測量為盡可能接近被處理之粉末混合物，以便在待燒結之粉末混合物內確切地實現所指示之溫度。

施加壓力及溫度的順序可變化，如本文所揭示。在一實施例中，可施加所指示的壓力且其後可施加熱以達成所需的燒結溫度。在另一實施例中，可施加熱以達成所欲的燒結溫度，且其後可施加所指示的壓力。在進一步實施例中，溫度及壓力可同時地施加到待燒結之粉末混合物，並升高直至達到所指示之值為止。

如所揭示之方法可包含具有1至100℃/分鐘、較佳地2至50℃/分鐘、且更佳地5至10℃/分鐘之特定加熱斜率直至達到特定預燒結時間的預燒結步驟。

如所揭示之方法可包含具預燒結步驟，其中特定壓力斜率係0.50 MPa/分鐘至30 MPa/分鐘，較佳地0.75 MPa/分鐘至10 MPa/分鐘，更佳1至5 MPa/分鐘，直至達到特定預燒結時間。

如所揭示之方法可包含具有上述特定加熱斜率及具有上述特定壓力斜率之預燒結步驟。

在前述前燒結步驟中，溫度及壓力維持達10分鐘至360分鐘的時期。

亦可使用感應或輻射加熱方法來加熱燒結設備，並間接加熱工具集中之粉末。

如本文所揭示之方法之步驟g)包含藉由施加熱量以升高多層燒結陶瓷體之溫度從而達到一退火溫度，執行退火來對多層燒結陶瓷體（或由其形成之組件）進行可選地退火；及步驟h)降低經退火之該多層燒結陶瓷體之溫度。在一些實施例中，如本文所揭示之方法可進一步包括選用之退火步驟。在根據本揭露之可選退火步驟中，多層燒結陶瓷體可藉由從燒結設備取出且在爐中以從約900至約1800℃、較佳地從約1250至約1700℃、更佳地從約1300至約1650℃、且更佳地從約1400至約1600℃之溫度退火而經受退火程序。

在實施例中，對多層燒結陶瓷體進行退火之可選步驟可選的係以0.5℃/分鐘至50℃/分鐘、較佳地0.5℃/分鐘至25℃/分鐘、更佳地0.5℃/分鐘至10℃/分鐘、及更佳地0.5℃/分鐘至5℃/分鐘、更佳地1℃/分鐘至50℃/分鐘、更佳地3℃/分鐘至50℃/分鐘、更佳地5℃/分鐘至50℃/分鐘、更佳地25℃/分鐘至50℃/分鐘、較佳地1℃/分鐘至10℃/分鐘、較佳地2℃/分鐘至10℃/分鐘、較佳地2℃/分鐘至5℃/分鐘之加熱及/或冷卻速率進行。

可選退火步驟之持續時間可係1至24小時、較佳地1至18小時、較佳地1至16小時、較佳地1至8小時、較佳地4至24小時、較佳地8至24小時、較佳地12至24小時、較佳地4至12小時、及較佳地6至10小時。

在一實施例中，可在燒結程序之後且在燒結設備內執行根據本揭露之退火。可在氧化條件下進行選用之退火程序。透過對於化學計量校正減少氧空位及降低多層燒結陶瓷體或組件中之應力，退火引起多層燒結體或由其所製造之組件的化學及物理性質之精煉。對燒結耐腐蝕性組件進行退火之可選程序步驟係在氧化氛圍中進行，其中退火程序可提供增加之反照率、改善之機械式處理及降低之孔隙率。

在一些實施例中，退火步驟可藉由用於玻璃、陶瓷、及金屬之退火的習知方法來進行，且可藉由選擇進行退火的退火溫度及退火持續時間來選擇精煉程度。在其他實施例中，可不對結陶瓷體執行退火。

在執行該多層燒結陶瓷體之該可選程序步驟之後，根據步驟h)，藉由移除燒結陶瓷體或由其製成之組件的熱源而將燒結（且在一些情況下，經退火）多層燒結陶瓷體之溫度降低至環境溫度。其後，經燒結及經退火之多層燒結陶瓷體或由其製造之組件從爐中取出（在燒結設備外部執行退火步驟的例項中）或從工具集移除（在燒結設備中執行退火步驟的情況中）。

本文揭示一種改善之多層燒結陶瓷體（具體而言，在電漿蝕刻室中使用之大本體大小者）及其製造方法。如所揭示之多層燒結陶瓷體可具有關於燒結體之最長延伸的從100 mm至約625 mm之尺寸。

如本文所揭示之方法提供對最大孔隙大小、尤其在至少一個第一層內的較高密度、多層組件的層之間的改善黏著性、多層燒結陶瓷體的改善之機械強度且從而可處理性、及減少多層燒結陶瓷體的晶格中之氧空位的改善之控制。

根據一實施例，多層燒結陶瓷體之上述特性具體而言藉由調適第一及第二粉末混合物之純度、施加至第一及第二粉末混合物之壓力、加熱以燒結第一及第二粉末混合物時之溫度、燒結持續時間、在選用之退火步驟期間的燒結組件之溫度、在選用之退火步驟期間的環境、及選用之退火步驟的持續時間而達成。

如所揭示之程序步驟可具有不同於所揭示之順序及重複，且可不依特定順序或特定重複次數進行。此外，可瞭解，可使用超出所揭示者的額外粉末。缺乏燒結助劑及使用從99.9%至99.9999%、較佳地從99.99%至99.9999%、較佳地從99.999%至99.9999%、且更佳地從99.9995%至99.9999%純度的高純度稀土元件或化合物作為起始材料，實現製造如本文所揭示之高純度經燒結多層耐腐蝕本體，其提供特別適合用作為涉及電漿處理之設備（諸如半導體製造設備）之多層耐腐蝕構件的改善電漿抗性。此外，如本文所揭示之方法不需要在燒結步驟之前形成坯體或燒結體，以加入至少一個第二層102及耐腐蝕性至少一個第一層100。如本文所揭示之多層耐腐蝕性燒結體係直接由在單一程序步驟內燒結的粉末所形成，而無需使用坯體、聚合物黏合劑或燒結助劑。

根據本文所揭示實施例之壓力及電流輔助製程適合用於製備大型多層燒結陶瓷體。所揭示之程序提供快速粉末固結及緻密化，在燒結陶瓷體中保持約10 µm及更小之最大粒徑，並達成在至少一個第一相及第二相內跨最大尺寸的高密度及低孔隙率。除了在本文中所揭示之範圍內介於至少一個第一層與至少一個第二層之間的CTE匹配外，減少密度的變化亦可改善陶瓷燒結體的可處理性、及降低整體應力。此精細粒度、均勻且高密度、及CTE匹配之組合提供大尺寸之高強度多層燒結陶瓷體，其適用於機械加工、處理、及用作半導體電漿處理腔室中之組件。

藉由火花電漿燒結製備之多層燒結陶瓷組件經提議用於電漿蝕刻及沉積處理室中。可包括如本文中所揭示之多層組件的室組件的實例包括基材支撐總成（諸如晶圓夾盤或晶圓定位盤）、靜電晶圓夾頭(ESC)、環（例如，製程套組環或單環）、室壁、基底、氣體分配板、噴淋頭、襯墊、襯墊套件、屏蔽件、電漿篩、均流篩、冷卻基底、室內觀察孔、窗、RF窗、介質窗、室蓋、氣體注射器、隔離器、電漿轉接子、擴散器、氣體混合歧管、氣體控制盤(gas box)、離子限制元件等。

將參考以下實例更詳細地說明本文所揭示之方法及組成物，但應理解，其不被視為限制。 實例

包括下列實例係為了證明本揭露之整體性質。此等實例係例示性的，而非限制本揭露。

下文揭示可根據本揭露之多層燒結陶瓷體及由其製造之組件。根據本說明書中所描述之程序進行如[實例]段落內所揭示之測量。

在單一燒結步驟中由經煅燒粉末混合物形成根據本文所揭示之實例中之多層燒結陶瓷體，而不形成預燒結、澆鑄或坯體或帶、膜或層壓體。

用於下文實例之各者的SPS工具包含一模具，該模具包含一側壁，該側壁包含一內壁及一外壁，其中該內壁具有界定能夠接收至少一種陶瓷粉末之一內部容積的一直徑；及一上衝頭及一下衝頭，其等可操作地與模具耦合，其中該上衝頭及該下衝頭之各者皆具有一外壁，該外壁所界定之直徑小於該模具之該內壁之該直徑，從而當該上衝頭及該下衝頭中之至少一者在該模具之該內部容積內移動時，界定介於該上衝頭及該下衝頭中之各者與該模具之該內壁之間的一間隙，其中該間隙可寬為10 µm至100 µm。

使用能夠測量自10 nm至5 mm之粒徑的Horiba型號LA-960 Laser Scattering Particle Size Distribution Analyzer（雷射散射粒徑分布分析儀）測量起始粉末、粉末混合物及經煅燒粉末混合物的粒徑。使用能夠測量在0.01至2000 m ²/g之比表面積且對於大多數樣本之準確度為10%及更小的Horiba BET表面積分析儀型號SA-9601測量起始粉末、粉末混合物及經煅燒粉末混合物的比表面積。根據ASTM C1274執行比表面積(SSA)測量。 實例1 ：包含YAG 作為第一層及鎂鋁尖晶石作為第二層的多層矽化物體與（先知）

多層燒結陶瓷體係由第一粉末混合物及第二粉末混合物所形成。第一粉末混合物包含依比率組合的氧化鋁及氧化釔，以形成包含YAG之第一層100，如本文所揭示。第二粉末混合物包含依比率的氧化鎂及氧化鋁以形成鎂鋁尖晶石第二層。

第一粉末混合物包含：氧化鋁粉末，其中氧化鋁粉末具有從5.5至9 m ²/g之比表面積(SSA)、從0.05至1 µm之d10粒徑、從2至6 µm之d50粒徑、從15至30 µm之d90粒徑；及氧化釔粉末，其具有1.75至3.5 m ²/g之比表面積、從2至4 µm之d10粒徑、從5至9 µm之d50粒徑、及從10至14 µm之d90粒徑。氧化鋁粉末之平均雜質含量係約6 ppm（如跨3個粉末批次所測量），對應於相對於100%純氧化鋁的約99.9994%純度。氧化釔粉末之平均雜質含量係約17 ppm（如跨5個粉末批次所測量），對應於相對於100%純氧化釔的約99.9983純度。如本文所揭示使用ICPMS以偵測較輕元素存在的報告極限高於較重元素的報告極限。換言之，與輕元素（從例如Li至Al）之偵測準確度（例如以約2 ppm及更小之準確度下偵測到）相比，重元素（諸如Sc（鈧）及更高原子序）更高準確（例如，以約1 ppm及更小之準確度）偵測到。使用ICPMS以偵測更輕元素（諸如Li、Ca及Mg）可在約2 ppm及更大的信賴度下進行。如所屬技術領域中具有通常知識者已知，使用ICPMS未在氧化釔粉末及氧化鋁粉末中偵測到Li、Ca及Mg，且因此，氧化釔粉末及氧化鋁粉末包含呈氟化鋰、氧化鈣及氧化鎂形式的約2 ppm或更少之Li、Ca與Mg。如所屬技術領域中具有通常知識者已知，使用ICPMS未在氧化釔粉末及氧化鋁粉末中偵測到Si，且因此，氧化釔粉末及氧化鋁粉末包含呈二氧化矽形式的約14 ppm或更少之Si。

依比率組合氧化釔粉末及氧化鋁粉末，以在燒結後形成包含YAG（釔鋁氧化物、石榴石相）之至少一個第一層。使用如熟習此項技術者已知的濕式球研磨執行氧化鋁粉末及氧化釔粉末之組合以製成第一粉末混合物，其中相對於粉末重量，使用從約55%至約65%裝載量的高純度(＞ 99.9%)氧化鋁介質。漿料係由以依漿料重量計約35%至約45%之乙醇所形成。根據所屬技術領域中具有通常知識者已知的方法，漿料以約150 RPM研磨約15小時，且其後經乾燥、翻滾、及過篩，以形成第一粉末混合物。將第一粉末混合物於850℃下煅燒6小時。第一經煅燒粉末混合物具有3至5 m ²/g之比表面積及3至12 µm之d50粒徑。第一經煅燒粉末混合物具有約8 ppm之總雜質（如使用ICPMS所測量），其包含約1 ppm或更少的Mg（呈氧化鎂MgO之形式）、約0.5 ppm及更小的Li、及約5 ppm或更少的鈉。如本文中所揭示使用ICPMS方法未在第一經煅燒粉末混合物中偵測到Si，且因此在ICPMS方法之準確度內，第一經煅燒粉末混合物包含約14 ppm或更少之Si（呈二氧化矽之形式）。第一經煅燒粉末混合物（分批次以在燒結後形成YAG）可經篩選、翻滾、摻合等，如熟習此項技術者所已知。

第二粉末混合物包含氧化鎂粉末及氧化鋁粉末，如下。具有99.9994%之總純度（對應於6 ppm之總雜質）、4至6 m ²/g之表面積、及介於3與4 µm之間之平均或d50粒徑的氧化鎂粉末與具有99.9995%之總純度（對應於5 ppm之總雜質）、6至8 m ²/g之表面積、及介於2.5與4.5 µm之間之平均或d50粒徑的氧化鋁粉末。粉末依相對量稱重以依莫耳比產生粉末混合物，以在燒結後形成具有立方結晶化結構的尖晶石MgAl ₂O ₄。將該等粉末與各依重量計相等量的高純度(99.99%)氧化鋁介質及乙醇重量組合，以形成漿料。以150 RPM進行球磨持續12小時，且使用旋轉蒸發器乾燥漿料。將粉末混合物在含氧環境中於850℃下煅燒4小時。在煅燒後，可選地使用所屬技術領域中已知之方法來過篩經煅燒粉末混合物。在x射線繞射測量之偵測極限內，經煅燒粉末混合物指示氧化鎂及氧化鋁之存在，如圖12中所描繪。表3列出經煅燒粉末混合物之性質。

如本文所揭，將該第一及第二經煅燒粉末混合物分開地設置於由燒結設備之工具集所界定之一容積內，以形成該第一經煅燒粉末混合物之至少一個第一層及該第二經煅燒粉末混合物之至少一個第二層，並在該容積內產生從10 ^-2至10 ^-3托的真空條件。將至少一種第一經煅燒粉末混合物及至少一種第二經煅燒粉末混合物設置在由工具集所界定之容積中一般導致第一與第二經煅燒粉末混合物互混，從而在燒結後產生產生至少一個第一與第二層之間的非線性界面。

藉由將15 MPa之壓力施加至第一及第二經煅燒粉末混合物之該等層，同時加熱至1600℃之燒結溫度達60分鐘持續時間以執行燒結，以形成具有572 mm之最大尺寸之一體式多層燒結陶瓷體。

分開地測量例示性鎂鋁尖晶石燒結體（在與本文所揭示者的溫度、壓力及持續時間之類似條件下製備）之密度，且（使用阿基米德浸泡方法）密度經測量為3.47 g/cc或97%之理論密度。分開地測量例示性YAG燒結體（在與本文所揭示者的溫度、壓力及持續時間之類似條件下製備）之密度，且密度經測量為4.55 g/cc，對應於YAG之大於99%之理論密度（市售單一晶體樣本的主體YAG具有跨5次測量獲得4.56 g/cc之阿基米德密度，且此值被採用為如本文所使用之YAG之理論密度）。如本文所揭示，兩次測量係在阿基米德密度測量之測量方差內，因此包含多晶YAG之至少一個第一層可具有約100%理論之密度。 實例2 ：包含多晶YAG 之至少一個第一層

依莫耳比來組合氧化釔粉末及氧化鋁粉末以形成第一粉末混合物，該第一粉末混合物在燒結時形成包含立方釔鋁石榴石(YAG)相的至少一個第一層，該氧化釔粉末（純度係99.9992%，相對於100%純氧化釔尸）具有從1至2 m ²/g之比表面積、從3.5至6.5 µm之d10粒徑、從7.5至10.5 µm之d50粒徑、及從15至20 µm之d90粒徑，該氧化鋁粉末（純度係99.9998%，相對於100%純氧化鋁）具有從5至7 m ²/g之比表面積、從1至3 µm之d10粒徑、從3.5至6.5 µm之d50粒徑、及從50至70 µm之d90粒徑。以相對於粉末重量約100%裝載量下添加高純度氧化鋁介質（＞ 99.9%，如藉由ICPMS方法所測量），且以乙醇及粉末之組合重量計添加約40%量乙醇，以形成電漿。使用150 rpm繞水平軸的軸向滾動作用執行球磨持續20小時，且其後藉由根據已知方法使用旋轉蒸發從粉末混合物萃取乙醇。在1050℃下煅燒6小時後，測量經煅燒粉末混合物以具有從2至4 m ²/g之比表面積、從1至4 µm之d10粒徑、從3.5至6.5 µm之d50粒徑、及從75至95 µm之d90粒徑。可根據所屬技術領域中具有通常知識者已知之方法，在各種程序步驟，將粉末、粉末混合物及/或經煅燒粉末混合物使用從45至400 µm之孔徑尺寸予以過篩、煅燒、摻合及/或研磨。使用如本文所揭示之ICPMS方法測量純度，且相對於從所有成分計算而得的氧化物之總質量，測量經煅燒粉末混合物之總雜質含量係約5 ppm，對應於99.9995%之純度。對於氧化釔及氧化鋁之起始粉末以及如本文所揭示之經煅燒粉末混合物，純度限制及雜質含量不包括Si。對於Si，如本文所揭示之使用ICPMS方法測量純度的偵測極限係約14 ppm，因此氧化釔及氧化鋁之起始粉末以及經煅燒粉末混合物可包含在約14 ppm或更少之偵測位準的呈二氧化矽形式之矽。

經煅燒粉末混合物設置在由如本文所揭示之燒結設備之工具集中界定的容積內，且在該容積內產生從10 ^-2至10 ^-3托的真空條件。

施加5 MPa之壓力，且將該容積之經煅燒粉末混合物以約10℃/分鐘從環境溫度加熱至800℃，且其後壓力在約0.4至約0.6 MPa/分鐘之速率斜升，且如前文所揭示，溫度斜率繼續以達到1500℃及20 MPa之燒結條件持續30分鐘，以形成多晶YAG燒結陶瓷體。將多晶YAG燒結陶瓷體之一部分根據相同條件燒結，其後在爐中以1400℃退火8小時。根據ASTM B962-17對經初燒結(as-sintered)及經退火多晶YAG燒結陶瓷體進行密度測量。對於經初燒結及經退火YAG燒結陶瓷體樣本進行5次測量的平均密度分別係4.547 g/cc及4.542 g/cc。此分別對應於YAG的99.81%及99.70%之理論密度以及0.19%及0.30%體積孔隙率，如從本文所揭示之密度測量計算所得。

使用XRD、SEM成像及使用影像處理軟體之組合來執行多晶YAG燒結陶瓷體之晶相純度的測量，如本文所揭示。XRD係使用能夠將晶相鑒定至約+/- 5體積%之PANanlytical Aeris型號XRD來執行XRD，因此使用XRD測量根據此實例之多晶YAG燒結陶瓷體經測量包含上限約95體積%之YAG。為了更高準確地判定相純度，例如至多且包括約99.8%，使用背向散射偵測(BSD)方法取得SEM影像，如熟習此項技術者已知。使用BSD，YAG相呈現灰色（稍微取決於晶粒定向），氧化鋁相呈現黑色，氧化釔相呈現白色，且孔隙率（若存在）亦呈現黑色。使用所屬技術領域中具有通常知識者已知的BSD方法取得5000倍影像，以對應於多晶YAG燒結陶瓷體，鑑別YAG氧化鋁及氧化釔相、以及任何孔隙率存在，如圖5之a)中所描繪。為了區分包含氧化鋁之黑色區域及包含孔隙率之黑色區域，使用ImageJ處理軟體定限BSD影像的黑色及白色，以強調顯示可包含孔隙率或氧化鋁的區域，如對於圖5之b)中之相同區域所描繪。用於進行本文所揭示之測量的BSD偵測器具有測量拓樸特徵之進一步能力，從而強調顯示表面拓樸之任何偏差，諸如孔隙率。使用BSD偵測器之拓樸模式，跨圖5之a)之多晶YAG燒結陶瓷體之相同區域之表面取得5000倍，且圖6之a)展示拓樸影像。在ImageJ中定限之後，強調顯示包含孔隙率之區域，如圖6之b)中所繪示。其後從圖6之a)之BSD影像中包含氧化鋁及/或孔隙率之面積減去在圖5之b)之拓樸影像中包含孔隙率之面積，從而提供在對應於多晶YAG燒結陶瓷體的燒結陶瓷體中包含氧化鋁的%面積。此等分析工具及方法之組合可提供準確度達約+/- 0.1體積%之相純度的判定。使用阿基米德密度測量、XRD、SEM成像及影像分析軟體的所揭示方法，根據本實例之多晶YAG燒結陶瓷體可包含約0.2體積%之氧化鋁相、約0.19%之體積孔隙率、及約99.6體積%之YAG相。根據此實例之多晶YAG燒結陶瓷體可包含根據本文揭示之程序製成之整體式本體，且因此可包含均勻分佈在表面上及遍佈本體的YAG相、氧化鋁相及體積孔隙率。換言之，在表面上測量之結構表示主體燒結陶瓷體之體積內的結構。因此，可使用如本文中所揭示之材料及方法來形成多晶YAG燒結陶瓷體，其包含以體積計從90至99.8%、較佳地從90至99.6%、較佳地從90至99.4%、較佳地從95至99.8體積%、較佳地從95至99.6%、較佳地從95至99.4%之YAG相。考量測量方差，包含如本文所指定之YAG相的多晶YAG燒結陶瓷體可進一步包含以體積計從0.1至0.3%之量的孔隙率、及以體積計從0.1至0.3%之量的氧化鋁。

用於形成及表徵根據本實例之多晶YAG燒結陶瓷體（具體而言且如所揭示之高相純度之YAG、低孔隙率及其餘氧化鋁（在殘餘在燒結陶瓷體的情況下）的方法，係根據用於形成及表徵如本文中所揭示之包含YAG之一體式多層燒結陶瓷體之至少一個第一層。因此，一體式多層燒結陶瓷體之至少一個第一層可包含從約99.4至99.8%之體積量的多晶YAG，其進一步包含從0.1至0.3%之體積量的孔隙率，且包含從0.1至0.3%之體積量的氧化鋁。 實例3 ：比較性研究

製備六吋碟實例以用於評估。前三個實例係鎂鋁尖晶石，第四個實例係係鎂鋁尖晶石加上1體積%氧化鋯，且最後一個實例係鎂鋁尖晶石加上1%體積%氧化釔。所有起始粉末皆係高純度。材料及條件之概述如下： 樣本：119U21C

6吋盤 粉末（煅燒：3℃/分鐘至800℃。持續6小時。） 粉末組成物：氧化鋁及氧化鎂（D50：0.5 µm，SSA：8.5 m ²/g） 4L Nalgene容器，1000 g Al ₂O ₃10 mm介質、286 g MgO、717 g Al ₂O ₃、1L EtOH。以200 rpm研磨16小時。已過篩至-40目。 粉末質量：400g（每SPS） 目標溫度1650℃ 目標壓力：15 MPa 停滯：60分鐘。 楊氏模數(Pa)：2.43726E+11 帕松比：0.274 密度：NA 維克式：1323.3 CTE：50至1500 (1E-6/℃)：NA 樣本187U21C

6吋盤 粉末：（煅燒：3℃/分鐘至800℃，持續6小時）（約10 m ²/g） 粉末組成物：氧化鋁/氧化鎂（D50：0.5 µm，SSA：8.5 m ²/g） 4L Nalgene容器，1.1 kg 10 mm Al ₂O ₃介質、315 g MgO、794 g Al ₂O ₃、1.3 L EtOH。以200 rpm研磨15小時。過篩至-40目。 粉末質量：500 g 目標溫度1650℃ 目標壓力：15 MPa 停滯：60分鐘。 楊氏模數(Pa)：2.68087E+11 帕松比：0.283 密度：3.573 g/cc 維克式：1467.2 CTE：50至1500 (1E-6/℃)：9.7437 樣本190U21C

6吋盤 粉末：（煅燒3℃/分鐘至800℃，持續6小時） 粉末組成物：氧化鎂；氧化鋁（高純度） 4L Nalgene，1.1 kg 10 mm Al ₂O ₃介質、315 g MgO、790 g Al ₂O ₃、1.3 L EtOH。以200 rpm研磨15小時。過篩至-40目。 粉末質量：500 g 目標溫度1650℃ 目標壓力：15 MPa 停滯：60分鐘。 楊氏模數(Pa)：2.72584E+11 帕松比：0.283 密度：3.572 g/cc 維克式：1481.9 CTE：50至1500 (1E-6/℃)：9.6665 樣本195U21C（鎂鋁尖晶石，含1 vol% ZrO ₂添加劑）

6吋盤 粉末：（煅燒3℃/分鐘至800℃；持續6小時）。 粉末組成物：氧化鋁、氧化鎂、經氧化釔穩定化氧化鋯 4L Nalgene瓶，1 kg 10 mm Al ₂O ₃介質、286 g MgO、717 g Al ₂O ₃、14.0 g ZrO ₂、1.3 L EtOH。以200 rpm研磨16小時。已過篩至-40目。 粉末質量：500 g 目標溫度1650℃ 目標壓力：15 MPa 停滯：60分鐘。 楊氏模數(Pa)：3.12928E+11 帕松比：0.283 密度：3.594 g/cc 維克式：1493.6 CTE：50至1500 (1E-6/℃)：9.6348 樣本204U21C (Sasol + Y)（鎂鋁尖晶石，含1 vol% Y ₂O ₃） 6吋盤 粉末：（煅燒3℃/分鐘至800℃。持續6小時）。 粉末組成物：氧化鋁、氧化鎂、氧化釔 4L Nalgene，1.0 kg 10 mm Al ₂O ₃介質、719 g Al ₂O ₃、286 g MgO, 11.5 g Y ₂O ₃、1.3 L EtOH（再循環）。 粉末質量：500 g 目標溫度1650℃ 目標壓力：15 MPa 停滯：60分鐘。 楊氏模數(Pa)：3.15392E+11 帕松比：0.283 密度：3.596 g/cc 維克式：1547.7 CTE：50至1500 (1E-6/℃)：NA

前三個實例（119U21C、187U21C及190U21C）具有過大及/或展現太多孔隙率之晶粒。樣本195U21C（1%穩定性氧化鋯）展現更小之晶粒及可接受位準之孔隙率，因此氧化鋯似乎藉由釘紮晶粒而限制晶粒生長。樣本204U21C（1%氧化釔）具有過大之晶粒。令人驚訝的是，氧化釔似乎未均勻分配，導致具有太大晶粒的區。此可在圖13中以5000倍放大倍率中看到。 實例4 ：多層燒結體– 鎂鋁尖晶石上覆YAG

根據以下條件製備22.5吋碟之尖晶石上覆YAG，其含含0.5體積%氧化鋯。 樣本250F21MYAG

5加侖壺、10 kg的10 mm Al ₂O ₃介質、4745.45 g Al ₂O ₃、6265.56 g氧化釔、8L EtOH，20小時翻滾研磨。 隨後煅燒（在1050℃下6小時）及40目過篩 尖晶石+ 0.5 vol% Zr 氧化鋁（高純度） 氧化鎂（D50：0.5 µm，SSA：8.5 m ²/g） 經氧化釔穩定化氧化鋯 碾磨容器5加侖壺、6 kg 10 mm Al ₂O ₃介質、5.390 kg Al ₂O ₃、2.147 kg MgO、59.8 g ZrO ₂、11 L EtOH。桶滾轉內20小時、漿料過篩大小325目、旋轉蒸發器溫度60℃至75℃、旋轉蒸發器時間120分鐘、烘箱乾燥溫度。120℃、烘箱乾燥時間480分鐘、80目預煅燒過篩、 以600℃煅燒6小時。（煅燒斜率3℃/分鐘） 預先SPS之粉末質量：4.57 kg/23.8 kg 目標溫度：1625℃ 目標壓力：15 MPa 停滯：120分鐘 拋光之後： YAG層厚度：3.5 mm 尖晶石層厚度：26.0 mm

參考圖14（尖晶石層）及圖15（YAG層），樣本具有良好的粒度，但兩層中之孔隙率太高。據信，此係因為對於大型碟大小（6吋相對於22.5吋），目標溫度設定太低。22.5吋碟的最佳目標溫度係約1700℃持續停滯120分鐘。替代地，在1625℃下，較長（亦即，5小時）停滯時間可足夠。

鎂鋁尖晶石之另一樣本217U21C經製備具有與多層樣本250U21M中尖晶石層相同的組成物（包含0.5體積%氧化鋯）。使用Mark-10 7i ESM 1500S型號（四點測試）執行撓曲強度測試，且結果列於表6中。

［表6 ］：光束強度
樣本ID	輪次	支撐跨度L (mm)	寬度b (mm)	厚度d (mm)	斷裂力P (N)	光束強度S (MPa)
217U21C	1	40	4	3.05	232	194.70
	2	40	4.012	3.052	270	225.61
	3	40	4.009	3.05	220	184.21
	4	40	3.967	3.091	252	207.62
	5	40	4.004	3.048	256	214.90
	6	40	4.008	3.05	276	231.16
	7	40	4.021	3.085	238	194.21
	8	40	4	3.067	248	205.82
	9	40	4.033	3.061	266	219.81
	10	40	4.033	3.04	266	222.86
	11	40	4.019	3.086	266	217.02
	12	40	3.994	3.062	286	238.49
	13	40
					平均值	213.04
					標準偏差	15.5449201
					中位數	215.96
					最小	184.21
					最大	238.49

鎂鋁尖晶石（含0.5體積%氧化鋯）之強度表明，儘管鎂鋁尖晶石非如氧化鋯增韌氧化鋁(zirconia toughened alumina, ZTA)層所預期一樣強，但將鎂鋁尖晶石仍具有足夠的強度（約60-65%之ZTA；與段落[00146]中所揭示之強度資料比較）。優點在於，尖晶石更易於機械加工，其中尖晶石使機械加工時間縮減約50%。更具體而言，當鎂鋁尖晶石用作為支撐層時，其包含陶瓷體之大部分厚度（尖晶石支撐層比YAG層厚7至8倍）。大尺寸盤（22.5吋或更大）之機器加工時間的節省可高達14小時。

基於前述實例，鎂鋁尖晶石較佳地包括一些氧化鋯，至少0.1體積%，且更佳地至少0.5體積%。氧化鋯在燒結期間降低尖晶石中之晶粒生長。然而，太多氧化鋯係非所欲的，因為其將影響CTE使得所得CTE不再緊密地匹配YAG之CTE的程度，如圖16所示。若CTE不匹配，在陶瓷體之燒結及冷卻期間應力積聚，尤其對於較大尺寸的本體，諸如具有至少6吋直徑的碟。因此，當尖晶石作為YAG之支撐層時，較佳地將尖晶石中之氧化鋯的量限制為1.0體積%。具體而言，支撐層係在反應室中不面向電漿的表面。

如本文所揭示之多層燒結陶瓷體的支撐層需要具有足夠的強度以在真空施加至反應室時防止由其製成的任何組件（例如，窗、蓋）內爆，並且具有合理的安全邊際。

儘管上文係參考某些特定實施例及實例所繪示及描述的)，但本揭露不意欲限於所示之細節。確切而言，可在申請專利範圍等效物之範疇及範圍內且不偏離本揭露之精神的情況下，對細節進行各種修改。所明確地意欲的是，例如，本文件中廣泛引用之所有範圍皆在其範疇內包括落入更寬範圍內之所有更窄範圍。

98:多層燒結陶瓷體；多層燒結體 100:第一層；層；YAG層 102:第二層；層 104:界面；非線性界面 106:表面 d1:厚度 d2:厚度

100:第一層

102:第二層

104:界面；非線性界面

Claims (10)

1. 一種多層燒結陶瓷體，其包含： 包含多晶YAG之至少一個第一層，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及 包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層， 其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量，且 且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17在25至1400℃之一溫度範圍內所測量，其中用於計算各差異之該至少一個第一層及該至少一個第二層之該CTE各在相同溫度範圍內測量，且該至少一個第二層包含從0.1至1.0體積%氧化鋯。
2. 如請求項1之多層燒結陶瓷體，其中該多層燒結陶瓷體具有從100至625 mm之一最大尺寸。
3. 如請求項1項之多層燒結陶瓷體，其中該等孔隙具有0.1至2 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量。
4. 如前述請求項中任一項之多層燒結陶瓷體，其中該等孔隙具有0.1至1 µm之一最大大小，如藉由SEM所測量。
5. 如請求項1之多層燒結陶瓷體，其中該至少一個第二層包含0.5體積%氧化鋯。
6. 一種製造一多層燒結陶瓷體之方法，該方法包含下列步驟： a.     組合氧化釔粉末及氧化鋁粉末以製造一第一粉末混合物； b.     組合氧化鎂粉末、氧化鋁粉末、及氧化鋯粉末以製造一第二粉末混合物； c.     藉由施加熱量以使該第一粉末混合物及該第二粉末混合物之溫度升高至一煅燒溫度，並維持該煅燒溫度以執行煅燒來煅燒該等粉末混合物，以形成第一經煅燒粉末混合物及第二經煅燒粉末混合物； d.     將該第一經煅燒粉末混合物及該第二經煅燒粉末混合物分開地設置於由一燒結設備之一工具集所界定之一容積內，以形成該第一經煅燒粉末混合物之至少一個層及該第二經煅燒粉末混合物之至少一個層，並在該容積內產生真空條件； e.     將壓力施加至該第一經煅燒粉末混合物及該第二經煅燒粉末混合物之該等層，同時加熱至一燒結溫度且進行燒結以形成該多層燒結陶瓷體，其中在燒結後，該第一經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第一層，且該第二經煅燒粉末混合物之該至少一個層形成至少一個第二層；及 f.      降低該多層燒結陶瓷體之溫度， 其中該至少一個第一層包含多晶YAG，其中該至少一個第一層具有至少一個表面；及包含鎂鋁尖晶石之至少一個第二層，其中該至少一個第一層之該至少一個表面包含孔隙，其中該等孔隙具有從0.1至5 µm之一最大大小，如使用SEM及影像處理方法所測量，且其中該至少一個第一層及該至少一個第二層之各者具有一熱膨脹係數(CTE)，其中該至少一個第一層之該CTE及該至少一個第二層之該CTE相差從0至0.6 × 10 ^-6/℃，如根據ASTM E228-17在25至1400℃之一溫度範圍內所測量，其中用於計算各差異之該至少一個第一層及該至少一個第二層之該CTE各在相同溫度範圍內測量。且該至少一個第二層包含從0.1至1.0體積%氧化鋯。
7. 如請求項6之方法，其進一步包含下列步驟： g.     可選地藉由施加熱量以升高該多層燒結陶瓷體之溫度以達到一退火溫度，執行退火，來對該多層燒結陶瓷體進行退火；及 h.     降低經退火之該多層燒結陶瓷體之溫度。
8. 如請求項6之方法，其中該工具集包含一石墨模具，該石墨模具具有一容積、一內壁、一第一開口及一第二開口、以及第一衝頭及第二衝頭，該第一衝頭及該第二衝頭操作地與該模具耦合，其中該第一衝頭及該第二衝頭中之各者具有一外壁，該外壁所界定之一直徑小於該模具之該內壁之一直徑，從而當該第一衝頭及該第二衝頭中之至少一者在該模具之該容積內移動時，在該第一衝頭及該第二衝頭中之各者與該模具之該內壁之間產生一間隙。
9. 如請求項8之方法，其中該間隙係在該模具之該內壁與該第一衝頭及該第二衝頭之各者之該外壁之間之從10至100 µm之一距離。
10. 如請求項6之一者之方法，其中該至少一個第二層包含從0.5體積%氧化鋯。