WO2021145449A1 - 透光性セラミックス焼結体および耐プラズマ性部材 - Google Patents

透光性セラミックス焼結体および耐プラズマ性部材 Download PDF

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WO2021145449A1
WO2021145449A1 PCT/JP2021/001351 JP2021001351W WO2021145449A1 WO 2021145449 A1 WO2021145449 A1 WO 2021145449A1 JP 2021001351 W JP2021001351 W JP 2021001351W WO 2021145449 A1 WO2021145449 A1 WO 2021145449A1
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WO
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sintered body
less
ceramic sintered
translucent ceramic
translucent
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PCT/JP2021/001351
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English (en)
French (fr)
Inventor
小川　修平
宮川　直通
Original Assignee
Ａｇｃ株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111—Fine ceramics
    • C04B35/115—Translucent or transparent products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
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    • C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111—Fine ceramics
    • C04B35/117—Composites

Definitions

  • the present invention relates to a translucent ceramic sintered body and a plasma resistant member.
  • a sapphire member having a single crystal structure has been used for a translucent member used in a harsh environment and a translucent member that is required to have durability against scratches and the like.
  • single crystal sapphire is expensive, it is being considered to use a translucent ceramic sintered body instead.
  • the ceramic sintered body having translucency for example, an aluminum oxide (alumina / Al 2 O 3 ) sintered body, an aluminum nitride (Al 2 + x O 3 N x : AlON) sintered body, and the like are known.
  • an aluminum oxide (alumina / Al 2 O 3 ) sintered body an aluminum nitride (Al 2 + x O 3 N x : AlON) sintered body, and the like are known.
  • Al 2 + x O 3 N x : AlON aluminum nitride
  • the translucent ceramic sintered body is being studied for use, for example, as a window material for checking the internal condition of a semiconductor manufacturing apparatus, a stage member on which a wafer is mounted in a semiconductor manufacturing apparatus, and the like.
  • Patent Document 1 describes a translucent ceramic sintered body which can be produced by an inexpensive normal pressure sintering method and has excellent transparency and visibility while containing air bubbles.
  • the ceramic sintered body When the ceramic sintered body is used in the semiconductor manufacturing equipment, the stage members and the like are exposed to more harsh environments such as dry etching and sudden temperature changes. Therefore, the ceramic sintered body is required to have plasma resistance and thermal shock resistance in addition to transparency and visibility.
  • the translucent ceramic sintered body described in Patent Document 1 has room for improvement in terms of plasma resistance.
  • An object of the present invention is to provide a translucent ceramic sintered body having excellent transparency, visibility, plasma resistance, and thermal shock resistance.
  • the present invention relates to a translucent ceramic sintered body having the following configurations.
  • a bubble having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is contained in a range of 5 cells / mm 3 or more and 1300 cells / mm 3 or less.
  • the average crystal grain size of the crystal grains constituting the translucent ceramic sintered body is 105 ⁇ m or more and 250 ⁇ m or less.
  • the main compounding component of the translucent ceramic sintered body contains AlN of 24.0 mol% or more and 34.0 mol% or less, and contains.
  • the content of at least one selected from the group consisting of Cd, In, Cs, Ba, Hf, Ta, W, Bi, and Ra is less than 40% by mass ppm.
  • the translucent ceramics having a thickness of 1.90 mm and having an average transmittance of 60% or more in the visible spectrum of a test piece having a wavelength of 500 to 900 nm and having a thickness of 1.90 mm.
  • a translucent ceramic sintered body having a clarity of 60% or more at a comb width of 0.5 mm of a test piece of the sintered body.
  • [2] Containing at least one selected from the group consisting of Li 2 O, Na 2 O, and Mg O.
  • the content of at least one of Li 2 O and Na 2 O is 50 mass ppm or more and 850 mass ppm or less.
  • At least one content selected from the group consisting of Na 2 O, SiO 2 , SnO 2 , and La 2 O 3 is 0.05% or less in terms of oxide-based mass percentage, [1] to The translucent ceramic sintered body according to any one of [6].
  • the translucent ceramic sintered body according to any one of [1] to [7] which has a carbon content of 200 mass ppm or less.
  • a plasma resistant member comprising the translucent ceramic sintered body according to any one of [1] to [8].
  • a translucent ceramic sintered body having excellent transparency, visibility, plasma resistance, and thermal shock resistance can be obtained.
  • the average transmittance (linear transmittance), sharpness, haze, and reflectance (average reflectance) specified in this specification shall indicate the values measured as follows.
  • the linear transmittance and reflectance are measured using an angle-dependent spectrometer "ARM-500N" manufactured by JASCO Corporation.
  • the linear transmittance is an incident angle of 0 ° and the reflectance is an incident angle of 5 °. Measured in the wavelength range of 200 nm to 2000 nm, and the average transmittance and the average reflectance from the average value of the transmittance and the reflectance of the wavelength of 500 to 900 nm.
  • the optical comb (optical comb width: 0.5 mm) orthogonal to the ray axis of the transmitted light of the test piece is moved, and the amount of light (M) when there is a transmitted portion of the comb on the ray axis and the comb
  • the amount of light (m) when there is a light-shielded portion is obtained, and the ratio of the difference (Mm) between the two and the sum (M + m) is ( ⁇ (Mm) / (M + m) ⁇ ⁇ 100 (%)). ..
  • the sharpness is measured using a mapping measuring instrument "ICM-1T" manufactured by Suga Test Instruments Co., Ltd. in accordance with JIS K7374: 2007.
  • Haze is measured according to JIS K7136: 2000 using a haze meter "HM-65L2 type" manufactured by Murakami Color Technology Research Institute.
  • the number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less, the porosity, and the number of aggregates of microbubbles specified in the present specification shall indicate the values measured as follows.
  • the number of bubbles having a pore size of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is counted by observing the sample with a digital microscope and using an image processing device. Specifically, using a digital microscope VHX-1000 (manufactured by KEYENCE), a range of 200 ⁇ m in thickness at any location of the sample is scanned at 1 ⁇ m intervals at a magnification of 300 times, and images are projected and superimposed. To obtain an image for counting the number of bubbles. The same work is repeated while changing the position of the sample to obtain images in the range of 10 mm 2 , and these images are read by the image processing software WinROOF (manufactured by Mitani Shoji Co., Ltd.) and binarized. Count the number of bubbles with, and calculate the number density from the obtained number of bubbles.
  • WinROOF manufactured by Mitani Shoji Co., Ltd.
  • the porosity is measured by the Archimedes method.
  • the number of aggregates of microbubbles was measured by using a digital microscope VHX-5000 (manufactured by KEYENCE) at a magnification of 3000 times, scanning a range of 200 ⁇ m in thickness at any location of the sample at 1 ⁇ m intervals, and projecting an image. By superimposing, an image for counting the number of bubbles is obtained. The same operation was repeated while changing the sample position, and images in the range of 5 mm 2 were obtained. Visually, the number of aggregates with a diameter of 20 ⁇ m or more in which bubbles with a pore diameter of 200 nm or more and less than 1 ⁇ m were densely packed to 6000 cells / mm 2 or more. To count.
  • the thermal conductivity, the bending strength after quenching, the Vickers hardness, and the bending strength in the present specification show the values measured as follows.
  • the thermal conductivity is measured at a temperature of 21 ° C. using a laser flash method thermophysical property measuring device "MODEL LFA-502" manufactured by Kyoto Electronics Industry Co., Ltd.
  • Vickers hardness is measured by pushing in for 15 seconds with a pushing load of 10 kgf using a Vickers hardness meter system (manufactured by Nippon Steel & Sumitomo Metal Industries, Ltd.).
  • Bending strength is measured at 25 ° C. by a three-point bending test using a test piece having a width of 4 mm, a height of 3 mm, and a length of 50 mm.
  • the bending strength (heat impact resistance) after quenching is 100 mm vertically with the perspective surface vertically in water at 20 ° C after heating a test piece with a width of 4 mm, a height of 3 mm, and a length of 50 mm at 300 ° C for 30 minutes. It is evaluated by charging at a speed of s, quenching, and measuring the three-point bending strength of the test piece after quenching.
  • the average crystal grain size of the crystal grains constituting the sintered body which is a polycrystalline body is 105 ⁇ m or more and 250 ⁇ m or less. ..
  • the average crystal grain size of the crystal grains is 105 ⁇ m or more and 250 ⁇ m or less. ..
  • the average crystal grain size of the crystal grains is preferably 120 ⁇ m or more, more preferably 135 ⁇ m or more, further preferably 150 ⁇ m or more, particularly preferably 160 ⁇ m or more, and particularly preferably 170 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of the crystal grains is preferably 240 ⁇ m or less, more preferably 230 ⁇ m or less, still more preferably 225 ⁇ m or less, particularly preferably 220 ⁇ m or less, and particularly preferably 215 ⁇ m or less.
  • the sintering temperature and the sintering time at the time of producing the sintered body can be realized by controlling within an appropriate range.
  • the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention contains bubbles having a pore size of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less in a range of 5 cells / mm 3 or more and 1300 cells / mm 3 or less.
  • bubbles having a pore size of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less in the sintered body of the present embodiment the reflectance can be lowered and the thermal conductivity and the density can be lowered.
  • a translucent ceramic sintered body containing such bubbles in the range of 5 cells / mm 3 or more and 1300 cells / mm 3 or less can be produced not only by the normal pressure sintering method but also the translucency of the sintered body. Etc. can be enhanced.
  • bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less have a large effect on the transmittance of the sintered body.
  • the number of such bubbles is 1300 cells / mm 3 or less, the light transmittance such as the transmittance and haze (white turbidity) of the translucent ceramic sintered body can be improved.
  • the amount of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is preferably 1000 cells / mm 3 or less, more preferably 800 cells / mm 3 or less, further preferably 600 cells / mm 3 or less, and particularly preferably 400 cells / mm 3 or less. 200 pieces / mm 3 or less is particularly preferable.
  • a translucent ceramic sintered body containing 5 bubbles / mm 3 or more having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less can be produced not only by the normal pressure sintering method, but also can reduce the reflectance and heat conductivity. The rate, density, etc. can be reduced.
  • the amount of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is preferably 10 cells / mm 3 or more, more preferably 20 cells / mm 3 or more, further preferably 30 cells / mm 3 or more, particularly preferably 40 cells / mm 3 or more. 50 pieces / mm 3 or more is particularly preferable.
  • the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention has a porosity of 0.001% by volume or more and 0.25% by volume or less.
  • the volume ratio of closed porosity affects the reflectance, density, thermal conductivity, thermal shock resistance, etc. of the translucent ceramic sintered body.
  • the porosity is preferably 0.005% by volume or more, more preferably 0.01% by volume or more, still more preferably 0.02% by volume or more, particularly preferably 0.03% by volume or more, and particularly preferably 0.04. It is more than% by volume.
  • the closed porosity is preferably 0.22% by volume or less, more preferably 0.19% by volume or less, still more preferably 0.16% by volume or less, particularly preferably 0.13% by volume or less, and particularly preferably 0. .11% by volume or less
  • the translucent ceramics sintered body of the embodiment of the present invention has an average transmittance of 60% or more in a visible spectrum having a wavelength of 500 to 900 nm of a test piece of the translucent ceramics sintered body having a thickness of 1.90 mm.
  • the sharpness of the test piece of the translucent ceramic sintered body having a thickness of 1.90 mm at a comb width of 0.5 mm is 60% or more.
  • the average transmittance is 60% or more
  • the function as a transparent material can be satisfied.
  • the sharpness is 60% or more
  • the visibility of the image through the translucent ceramic sintered body can be enhanced.
  • the sharpness is set to 60% or more in addition to the average transmittance of 60% or more, it becomes possible to provide a translucent ceramic sintered body having practicality as a transparent member.
  • the average transmittance of 60% or more can be realized, for example, by setting the number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less to 1300 cells / mm 3 or less as described above.
  • the transmittance is the percentage of the transmitted light transmitted through the test piece with respect to the incident light incident on the test piece, and the percentage of the transmitted light transmitted linearly with respect to the incident angle is particularly referred to as the linear transmittance.
  • the average transmittance specified in the present specification refers to a linear transmittance. The larger the linear transmittance, the more light is transmitted, so that the object existing on the opposite side looks bright through the test piece.
  • the linear transmittance includes reflection on the material surface, scattering by bubbles and grain boundaries, and absorption by impurities and ions.
  • the transmittance in the visible light region is preferably 70% or more, more preferably 74% or more, further preferably 78% or more, and particularly preferably 80% or more.
  • the number of aggregates of bubbles having a pore diameter of 200 nm or more and less than 1 ⁇ m is 6000 cells / mm 2 or more and the number of bubbles having a diameter of 20 ⁇ m or more is 40. This can be achieved by setting the number of pieces / mm to less than 3.
  • bubbles having a pore diameter of 200 nm or more and less than 1 ⁇ m are referred to as microbubbles, and an aggregate of such bubbles is referred to as an aggregate of microbubbles.
  • the sharpness is a numerical value of the sharpness (mapping property) of the object image seen on the opposite side through the test piece, and is an index different from haze.
  • this sharpness is high, the object existing on the opposite side of the test piece can be clearly seen without blurring.
  • the object on the opposite side of the test piece is separated from the test piece without contacting it, the object becomes blurry and easy to see, so it is a very important index from the viewpoint of human visual visibility.
  • the sharpness is 60% or more, the object existing on the opposite side of the translucent ceramics sintered body can be clearly confirmed without blurring.
  • the sharpness is more preferably 65% or more, further preferably 70% or more, and particularly preferably 73% or more.
  • the average transmittance of the test piece having a thickness of 0.80 mm in the visible spectrum is 70% or more, and the sharpness of the test piece having a thickness of 0.80 mm at a comb width of 0.5 mm is 75% or more.
  • the average transmittance in the visible spectrum of the test piece having a thickness of 0.80 mm is more preferably 74% or more, further preferably 78% or more, and particularly preferably 82% or more.
  • the sharpness of a test piece having a thickness of 0.80 mm at a comb width of 0.5 mm is more preferably 79% or more, further preferably 83% or more, and particularly preferably 87% or more.
  • the average transmittance of the test piece having a thickness of 0.40 mm in the visible spectrum is 74% or more, and the sharpness of the test piece having a thickness of 0.40 mm at a comb width of 0.5 mm is 80% or more. preferable.
  • the average transmittance in the visible spectrum of the test piece having a thickness of 0.40 mm is more preferably 78% or more, further preferably 82% or more, and particularly preferably 84% or more.
  • the sharpness of a test piece having a thickness of 0.40 mm at a comb width of 0.5 mm is more preferably 84% or more, further preferably 88% or more, and particularly preferably 92% or more.
  • the average transmittance and sharpness of each of the above-mentioned test pieces (1.90 mm test piece, 0.80 mm test piece, or 0.40 mm test piece) satisfy the values with a test piece having at least one thickness. Then, the translucent ceramic sintered body can be given a function as a transparent member. Further, the average transmittance and sharpness of each test piece satisfy the values of the test pieces of two thicknesses, and further, the values of the test pieces of all thicknesses are satisfied, so that the transparent member of the translucent ceramic sintered body is satisfied. The function as can be further enhanced.
  • the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention has a pore diameter of 200 nm when bubbles existing in a thickness range of 200 ⁇ m are projected and superposed on a test piece having a thickness of 1.90 mm.
  • the number of aggregates of microbubbles having a diameter (maximum diameter) of 20 ⁇ m or more, in which microbubbles of less than 1 ⁇ m are 6000 cells / mm 2 or more, is preferably less than 40 cells / mm 3.
  • the fine bubbles having the above-mentioned pore diameter have a great influence on the sharpness of the translucent ceramic sintered body. That is, microbubbles having a pore diameter of 200 nm or more and less than 1 ⁇ m do not have much influence on the transmittance of the sintered body, but when such microbubbles are aggregated and present, the sintered body is clear. The degree tends to decrease. With respect to such a point, the number of aggregates having a diameter of 20 ⁇ m or more, which is densely packed with pore diameters of 6000 cells / mm 2 or more, is set to less than 40 cells / mm 3 to be fired from translucent ceramics. The sharpness of the body can be increased.
  • the number of aggregates of microbubbles is more preferably less than 30 cells / mm 3 , more preferably less than 20 cells / mm 3, and particularly preferably less than 10 cells / mm 3.
  • the ratio of diffused light diffused in is preferably 0.80% or more and less than 2.50%.
  • the ratio of the diffused light diffused at an angle of 2 degrees to the linear transmitted light is preferably 0.10% or more and less than 0.25%.
  • the ratio of the diffused light diffused at an angle of 3 degrees with respect to the linearly transmitted light is preferably 0.02% or more and less than 0.10%.
  • the ratio of diffused light to these linearly transmitted light is considered to affect the sharpness of the translucent ceramic sintered body.
  • the sharpness of the translucent ceramic sintered body can be improved.
  • the haze of a test piece having a thickness of 1.90 mm in a visible spectrum having a wavelength of 500 to 900 nm is preferably 7% or less.
  • haze is a percentage of the diffusion transmittance to the total light transmittance that has passed through the test piece. If this haze value is large, the test piece appears cloudy. Factors that affect haze include air bubbles and scattering by grain boundaries.
  • the haze in the visible spectrum is preferably 7% or less, more preferably 6% or less, further preferably 5% or less, and particularly preferably 4.5% or less.
  • the haze of the test piece having a thickness of 0.80 mm in the visible spectrum is preferably 6% or less, and the haze of the test piece having a thickness of 0.40 mm or less in the visible spectrum is preferably 4.5% or less.
  • the translucent ceramic sintered body can satisfy the above-mentioned haze by controlling the size and amount of bubbles.
  • the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention preferably has a reflectance of 14.5% or less in a visible spectrum having a wavelength of 500 to 900 nm.
  • the reflectance is the percentage of the light reflected on the test piece without passing through the test piece with respect to the incident light incident on the test piece. If the reflectance is high, the light is reflected by the test piece and the visibility is lowered.
  • Factors that affect the reflectance include the refractive index, surface smoothness, and the like. The higher the refractive index and the smoother the surface, the larger the refractive index.
  • the reflectance is low from the viewpoint of visual visibility by humans.
  • the reflectance in the visible spectrum is more preferably 14.2% or less, further preferably 13.8% or less, and particularly preferably 13.5% or less. Further, the lower the reflectance, the more preferable, but it is usually 13.0% or more.
  • the reflectance can be satisfied by controlling the size and amount of bubbles.
  • the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention has a thermal conductivity at 21 ° C. of preferably 12.5 W / m ⁇ K or less, more preferably 12.0 W / m ⁇ K or less.
  • the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention has a bending strength (heat impact resistance) of 40.0 MPa or more, more preferably 40.0 MPa or more, after being put into water at 300 ° C. to 20 ° C. (after quenching). Is 43.0 MPa or more.
  • the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention has a Vickers hardness of preferably 13.8 GPa or more, more preferably 14.1 GPa or more.
  • the above various properties can be obtained by controlling the amount, morphology, composition, etc. of bubbles in the translucent ceramics.
  • the translucent ceramics sintered body is applied to a member that is expected to be used at a high temperature or a member that is required to have heat resistance, thermal shock resistance, scratch resistance, etc., the member (translucent ceramics fired). It is possible to improve the reliability, durability, functionality, etc. of the body).
  • the composition of the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention is a nitride-based sintered body containing AlN (aluminum nitride) as a main compounding component in order to obtain the above-mentioned transmittance, haze, and the like.
  • the AlN content is 24.0 mol% or more and 34.0 mol% or less from the viewpoint of enhancing plasma resistance.
  • the main compounding component of the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention may further contain 66.0 mol% or more and 76.0 mol% or less of Al 2 O 3 (alumina, aluminum oxide). preferable.
  • the main ingredients of the translucent ceramic sintered body refers to AlN and Al 2 O 3 underlying the calculation when mixing the raw material powder.
  • the maximum value of the total amount of Al N and Al 2 O 3 is 100%, and it is the denominator in the percentage calculation (so-called external division calculation) in the calculation of the mass ratio of the raw material powder.
  • Such AlN and Al 2 O 3 containing a translucent ceramic sintered body, i.e. a sintered body of AlN and Al 2 O 3 and aluminum nitride is a compound obtained by reacting (AlON), the crystal structure Since is a cubic crystal, the translucency can be improved as compared with the alumina sintered body.
  • the ratio of AlN in the main compounding component is more preferably 24.5 mol% or more, further preferably 25.0 mol% or more, particularly preferably 25.5 mol% or more, and particularly preferably 26.0 mol% or more. Most preferably, it is 26.5 mol% or more.
  • the proportion of AlN in the main compounding component is more preferably 33.0 mol% or less, further preferably 32.0 mol% or less, particularly preferably 31.0 mol% or less, and particularly preferably 30.0 mol% or less. Most preferably, it is 29.5 mol% or less.
  • the ratio of Al 2 O 3 in the main compounding component is more preferably 67.0 mol% or more, further preferably 68.0 mol% or more, particularly preferably 69.0 mol% or more, and particularly preferably 70.0 mol%. As mentioned above, it is most preferably 70.5 mol% or more.
  • the ratio of Al 2 O 3 in the main compounding component is more preferably 75.5 mol% or less, further preferably 75.0 mol% or less, particularly preferably 74.5 mol% or less, and particularly preferably 74.0. It is mol% or less, most preferably 73.5 mol% or less.
  • the crystal structure of the translucent ceramic sintered body is preferably cubic.
  • the cubic crystal referred to here also includes a spinel structure.
  • the translucency of the ceramic sintered body can be improved because the refractive index does not depend on the crystal orientation.
  • the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention preferably contains at least one selected from the group consisting of Li 2 O, Na 2 O, and Mg O. These metal oxides function as sintering aids, and the inclusion of these metal oxides can further improve the density of the sintered body. On the other hand, if it is too large, the growth of the crystal particle size is hindered and the plasma resistance is difficult to increase, and when it is used in a semiconductor manufacturing apparatus, it causes deterioration of semiconductor performance. It is preferable that the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention reduces the content of these metal oxides to the utmost limit.
  • lithium oxide (Li 2 O) and magnesium oxide (Mg O) are particularly preferable.
  • the content of at least one of Li 2 O and Na 2 O in the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention is preferably 50 mass ppm or more and 850 mass ppm or less.
  • the density of the sintered body can be improved and the plasma resistance can be improved.
  • the density of the sintered body can be improved and the plasma resistance can be improved.
  • the content of at least one of Li 2 O and Na 2 O is more preferably 100 mass ppm or more, further preferably 150 mass ppm or more, still more preferably 200 mass ppm or more, particularly preferably 250 mass ppm or more, and particularly preferably. Is 300 mass ppm or more.
  • the content of at least one of Li 2 O and Na 2 O is more preferably 750 mass ppm or less, further preferably 650 mass ppm or less, still more preferably 600 mass ppm or less, and particularly preferably 550 mass ppm or less. Above all, it is preferably 500 mass ppm or less.
  • the content of MgO in the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention is preferably 300 mass ppm or more and 900 mass ppm or less.
  • the MgO content is preferably 300 mass ppm or more and 900 mass ppm or less.
  • the content of MgO is more preferably 400 mass ppm or more, further preferably 500 mass ppm or more, still more preferably 550 mass ppm or more, particularly preferably 600 mass ppm or more, and particularly preferably 650 mass ppm or more.
  • the MgO content is more preferably 850 mass ppm or less, further preferably 800 mass ppm or less, still more preferably 780 mass ppm or less, particularly preferably 760 mass ppm or less, and particularly preferably 740 mass ppm or less. ..
  • Li 2 O, Na 2 O, and Mg O only one type may be used, or two or more types may be used in combination.
  • When used in combination preferably contains MgO and Li 2 O. Further, preferably 0.50 - 4.00 as MgO / Li 2 O weight ratio, more preferably from 1.00 to 3.00, more preferably 1.30 to 2.60, particularly preferably 1.50 to It is 2.30, preferably 1.70 to 2.10.
  • Translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention further function as a sintering additive, yttrium oxide (Y 2 O 3), preferably contains a.
  • yttrium oxide (Y 2 O 3) in the translucent ceramic sintered body, by mass percentage based on oxides, preferably 0.03 to 0.11 wt%.
  • yttrium oxide in such an amount, the sinterability of the aluminum nitride sintered body is enhanced, and the number of aggregates of microbubbles is increased while controlling the amount of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less. Can be reduced.
  • the average crystal grain size can be grown, and plasma resistance can be enhanced.
  • the content of yttrium oxide (Y 2 O 3 ) is more preferably 0.04% by mass or more, further preferably 0.05% by mass or more, particularly preferably 0.06% by mass or more, and particularly preferably 0.65% by mass. % Or more.
  • the content of yttrium oxide (Y 2 O 3 ) is more preferably 0.10% by mass or less, further preferably 0.09% by mass or less, particularly preferably 0.085% by mass or less, and particularly preferably 0. It is 80% by mass or less.
  • the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention contains at least one compound selected from the group consisting of Na 2 O, SiO 2 , SnO 2 , and La 2 O 3 at an oxide-based mass percentage.
  • the amount is preferably 0.05% by mass or less. These compounds are effective in controlling the amount of bubbles having a pore size of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less and reducing the number of aggregates of microbubbles. When two or more compounds are included, the above content is their total content.
  • the content of the compound is more preferably 0.01% by mass or less, still more preferably 0.005% by mass or less.
  • the lower limit is not particularly limited, and 0% by mass is preferable.
  • the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention preferably has a carbon content of 200 mass ppm or less.
  • carbon-containing compounds and the like serve as a bubble source in the manufacturing process of the aluminum nitride sintered body as described later, for example, by controlling the residual carbon amount of such a carbon source to a range of 200 mass ppm or less, The number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less can be set in the above-mentioned specific range. Therefore, the transmittance and sharpness of the aluminum nitride sintered body can be improved.
  • the carbon content is more preferably 150 mass ppm or less, further preferably 100 mass ppm or less, and particularly preferably 60 mass ppm or less. Further, from the viewpoint of setting the number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less to 5 cells / mm 3 or more, the carbon content is more preferably 10 mass ppm or more, further preferably 25 mass ppm or more, and particularly preferably 30 mass ppm. It is ppm or more.
  • the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention may contain components other than the above components as impurities, but when used in a semiconductor manufacturing apparatus, the smaller the impurities, the more preferable, so the amount of impurities is It shall be 40 mass ppm or less.
  • the amount of impurities is more preferably 35 mass ppm or less, further preferably 30 mass ppm or less, particularly preferably 25 mass ppm or less, particularly preferably 20 mass ppm or less, and most preferably 15 mass ppm or less. Is.
  • Be, B, P, S, K, Ca, Sc, Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Ge, As, Se, Br, Sr, Zr, At least one selected from the group consisting of Nb, Mo, Cd, In, Cs, Ba, Hf, Ta, W, Bi, and Ra can be mentioned.
  • the above-mentioned content is the total content thereof.
  • the amount of impurities can be reduced by using high-purity raw materials and manufacturing equipment, as well as by controlling the sintering method such as sintering temperature and sintering time.
  • the method for producing the translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention is not particularly limited, but the main compounding component powder of the translucent ceramic sintered body and the sintering additive (sintering aid). It is basically produced by atmospheric-pressure sintering a molded body of a mixed powder (raw material powder) containing a powder and a carbon source serving as a bubble source. Normal pressure means a pressure range from atmospheric pressure (0.101325 MPa) to 0.13 MPa.
  • the method for producing a translucent ceramics sintered body is, for example, a raw material powder (mixed powder) obtained by mixing a main compound component powder of a translucent ceramics sintered body, a sintering additive powder, and a carbon source as a bubble source.
  • the method for producing an aluminum nitride sintered body will be described in detail below as a typical example of the method for producing a translucent ceramic sintered body according to the embodiment of the present invention.
  • the main compounding component powder of the aluminum nitride sintered body includes 66.0 to 76.0 mol% of alumina (Al 2 O 3 ) powder and 24.0 to 34.0 mol% of aluminum nitride (AlN) powder. Mixed powder of. Instead of Al 2 O 3 powder, Al (OH) 3 powder or the like may be used.
  • the amount of lithium oxide (Li 2 O) or Li 2 O is 0.005% or more and 0.085% or less with respect to the total amount of alumina and aluminum nitride at the mass percentage based on the oxide. It is preferable to use at least one selected from the group consisting of the corresponding Li compound, magnesium oxide (MgO) of 0.03% or more and 0.09% or less, or the Mg compound corresponding to the amount of MgO.
  • yttrium oxide Y 2 O 3
  • Y 2 O 3 yttrium oxide
  • the sintering additive further comprises at least one selected from the group consisting of sodium oxide (Na 2 O), silicon oxide (SiO 2 ), tin oxide (SnO 2 ), and lanthanum oxide (La 2 O 3).
  • Oxide-based mass percentage may be contained in the range of 0.001 to 0.05% with respect to the total amount of alumina and aluminum nitride.
  • Y compounds, Li compounds, Mg compounds, and Ca compounds used as sintering additives include nitrates such as Y (NO 3 ) 3 and Mg (NO 3 ) 2 , Li 2 CO 3 , MgCO 3 , and CaCO 3.
  • Metal salt compounds such as carbonate are exemplified.
  • Mg (NO 3 ) 2 is preferably used as a part of the Mg source. Although the cause is not clear, it is not preferable to use LiF as the Li compound.
  • the sintering additive is not limited to oxide powder and metal salt powder, and metal powder may be used.
  • the carbon source serving as the bubble source for example, a polycarboxylic acid-based polymer, polyethylene glycol, acrylamide, N- [3- (trimethoxysilyl) propyl] diethylenetriamine, carbon nanopowder, or the like can be used.
  • the carbon source is preferably contained in the raw material powder so that the amount of carbon is in the range of 20 to 250 mass ppm.
  • the number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less and the number of aggregates of microbubbles in the translucent ceramic sintered body can be controlled within a desired range. can.
  • the main compounding component powder of the above-mentioned aluminum nitride sintered body, the sintering additive powder, and the carbon source are mixed in a desired ratio and then pulverized.
  • the pulverization of the mixture is preferably carried out so that the average particle size of the raw material powder (mixed / pulverized powder) is 1.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the raw material powder is more preferably 0.8 ⁇ m or less, further preferably 0.6 ⁇ m or less, and particularly preferably 0.4 ⁇ m or less.
  • the method for pulverizing the mixture is not particularly limited, but it is preferable to apply a wet pulverization method such as a rotary ball mill method or a vibrating ball mill method using an organic solvent such as ethanol as a medium. By using such a wet pulverization method and pulverizing for a relatively long time such as 72 hours or more, a raw material powder having an average particle size of 1.0 ⁇ m or less can be stably obtained.
  • wet pulverization is applied to the pulverization method of the mixture, the obtained slurry is dried to obtain a raw material powder.
  • the above-mentioned raw material powder is pressure-molded into a desired shape by applying a pressure molding method such as a mold pressing method or a hydrostatic pressure pressing method to prepare a molded product.
  • a pressure molding method such as a mold pressing method or a hydrostatic pressure pressing method to prepare a molded product.
  • a difficult-to-sinterable aluminum oxynitride sintered body is produced by reacting a mixed powder of alumina powder and aluminum nitride powder to synthesize aluminum oxynitride. ..
  • a translucent ceramic sintered body such as an aluminum nitride sintered body is manufactured by sintering the pressure molded body as described above.
  • the sintering process of the molded body is a primary sintering step of sintering at a relatively low temperature to obtain a primary sintered body, and a secondary sintered body by sintering the primary sintered body at a higher temperature than the primary sintering step. It is preferable to have a secondary sintering step to obtain.
  • the main compounding component in the primary sintering step, is densified before it is completely crystallized, and then the secondary sintering step is carried out to gradually grow the crystal grains, whereby the desired average crystal grain size is obtained.
  • Sintered body can be obtained.
  • primary sintering is performed at a low temperature and for a long time, and secondary sintering is performed by raising the temperature to the secondary sintering temperature at a temperature rising rate slower than that of the conventional method.
  • the primary sintering step of the molded product is carried out in a normal pressure atmosphere or a reduced pressure atmosphere below normal pressure.
  • the primary sintering temperature is preferably set so that the relative density of the primary sintered body is 97% or more.
  • the sintering temperature is preferably set to a temperature of 1660 to 1695 ° C, more preferably 1670 to 1685 ° C.
  • the sintering time is preferably 10 to 30 hours, more preferably 15 to 25 hours.
  • the secondary sintering process of the primary sintered body is carried out in a normal pressure atmosphere. Thereby, a translucent ceramic sintered body containing an appropriate amount of air bubbles can be obtained at low cost.
  • the secondary sintering temperature of the primary sintered body is preferably set so that the relative density of the secondary sintered body is 98.95% or more, and is preferable when producing an aluminum nitride sintered body. It is preferable to set the temperature to 1920 to 1990 ° C., more preferably 1940 to 1970 ° C.
  • the temperature rise rate from the primary sintering temperature to the secondary sintering temperature is 15 ° C./Hr or less.
  • the density of the secondary sintered body is increased, and the average crystal grain size and pore size of the crystal grains constituting the secondary sintered body are increased. It is possible to improve the controllability of the number of bubbles having a value of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less and the number of aggregates of microbubbles.
  • the sintering time is preferably 6 to 20 hours, more preferably 10 to 15 hours. By setting the sintering time within the range required, a sintered body having a desired average crystal grain size can be obtained.
  • the above-mentioned translucent ceramic sintered body is suitably used as various transparent members that are required to have heat resistance, weather resistance, scratch resistance, etc., as well as transparency and plasma resistance, for example.
  • transparent members include plasma resistant members, exterior members such as cover members for display parts of electronic devices and cover members provided for scratch prevention, and exterior members such as cover members for optical devices. Examples include transparent blades and transparent wear-resistant members.
  • Examples of the above-mentioned plasma resistant member include members required for plasma resistance, particularly window materials and stages of semiconductor manufacturing equipment.
  • Electronic devices are electrical products that apply electronic engineering technology, such as liquid crystal display devices, car navigation systems, in-vehicle display devices, mobile phones, portable information terminals, game machines, CD players, DVD players, digital cameras, and televisions. , Electronic notebooks, electronic dictionaries, personal computers, printers, clocks, solar power generation devices, solar thermal power generation devices, smart glasses, ER and VR devices, and the like.
  • An optical device is a device that utilizes the action and properties of light, and examples thereof include a telescope, a camera, an endoscope, a thermography, a laser, a projector, a barcode reader, and a sensor.
  • a knife has a structure called a blade and is a tool for cutting (cutting or cutting) an object, and examples thereof include knives, swords, razors, kitchen knives, scissors, scalpels, and chisel.
  • Examples 1 to 13 are examples, and examples 14 to 29 are comparative examples.
  • the obtained raw material powder was formed into a disk having a diameter of 16 mm and a thickness of 3 mm using a dry uniaxial press, and then a cold isotropic press machine (manufactured by Nikkiso Co., Ltd., trade name: CL15-28-20).
  • a cold isotropic press machine manufactured by Nikkiso Co., Ltd., trade name: CL15-28-20.
  • CL15-28-20 cold isotropic press machine
  • the temperature in the sintering furnace and N 2 atmosphere at atmospheric pressure was raised to 1960 ° C., and the secondary sintering and held at that temperature for 10 hours. After that, it was cooled to room temperature to obtain a ceramic sintered body.
  • the rate of temperature rise during sintering was 220 ° C./h up to 1350 ° C. and 15 ° C./h above 1350 ° C.
  • the cooling rate after sintering was 100 ° C./h up to 1000 ° C. and 20 ° C./h below 1000 ° C.
  • the amount of each component of Y 2 O 3 , Li 2 O, and Mg O, the amount of carbon (C), and the amount of other impurities in the ceramic sintered body thus obtained are determined by inductively coupled plasma mass spectrometer ICP-MS (Shimadzu Corporation). Measured by (manufactured by the company).
  • the amounts of each component of Y 2 O 3 , Li 2 O, and Mg O are shown in Table 1 as the mass ratio to the total amount (main compound component amount) of Al 2 O 3 and Al N, which are the main compound components of the ceramic sintered body. ..
  • the amount of carbon, the amount of fluorine, and the amount of other impurities are shown in Table 1 as the mass ratio to the total amount of the ceramic sintered body. Table 1 shows the crystal structure, density, and average crystal grain size of the ceramic sintered body.
  • the plasma resistance of the obtained ceramic sintered body was evaluated by the method shown below.
  • a size of 10 mm ⁇ 5 mm ⁇ 1 mm was cut out from the sintered body, and a surface of 10 mm ⁇ 5 mm was mirror-processed.
  • capton tape is applied, masked, and etched with plasma gas, and the amount of etching is evaluated by measuring the level difference between the etched and non-etched parts with a stylus type surface shape measuring machine (Electrok150, manufactured by ULVAC Co., Ltd.). did.
  • EXAM manufactured by Shinko Seiki Co., Ltd., model: POEM type
  • RIE mode reactive ion etching mode
  • a pressure of 10 Pa and an output of 350 W are used for 130 minutes with CF 4 gas. Etched.
  • the measurement results are shown in Table 1.
  • a test in which the number of bubbles (pieces / mm 3 ) having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less, the porosity, and the average transmittance and thickness of a test piece having a thickness of 1.90 mm is 1.90 mm.
  • the number of microbubble aggregates with a diameter of 20 ⁇ m or more (pieces / mm 3 ) densely packed to mm 2 or more, thermal conductivity, bending strength after quenching (heat impact resistance), Vickers hardness, and bending strength are determined by the above-mentioned methods. Measured according to. The measurement results are shown in Table 1.
  • the average transmittance, sharpness, and haze were also measured for a test piece having a thickness of 0.80 mm and a test piece having a thickness of 0.40 mm.
  • Examples 2 to 23 In the manufacturing process of the ceramic sintered body of Example 1, the composition of the sintered body is changed to the composition shown in Table 1, and the sintering conditions are changed to the conditions shown in Table 1 in the same manner as in Example 1. To prepare a ceramic sintered body. The amount of each component (including the amount of impurities), each characteristic value, etc. of each ceramic sintered body were measured in the same manner as in Example 1. The results are shown in Tables 1 and 2.
  • the AlON sintered bodies of Examples 1 to 13 have particularly high transmittance and sharpness because the number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is small and the number of microbubble aggregates is also small. You can see that.
  • the AlON sintered body As a transparent member, it becomes possible to clearly visually recognize an object existing on the opposite side of the AlON sintered body as a transparent member. Further, it can be seen that the plasma resistance is excellent and the amount of impurities is small because the closed porosity is low and the average crystal grain size is large. From this, the AlON sintered bodies of Examples 1 to 13 are translucent ceramic sintered bodies having excellent transparency, visibility, and plasma resistance.
  • Example 2 a ceramic sintered body was prepared in the same manner as in Example 1 except that the AlN content was changed to the composition shown in Table 1. From these results, it can be seen that the AlN content is particularly excellent in plasma resistance when it is 27 to 29 mol%, and more particularly when it is 28 mol%.
  • Example 4 to 6 ceramic sintered bodies were prepared in the same manner as in Example 1 except that the Li 2 O content was changed to the composition shown in Table 1. From these results, it can be seen that the Li 2 O content is particularly excellent in plasma resistance when it is 0.019 to 0.064% by mass, and more particularly when it is 0.40% by mass.
  • Examples 12 and 13 except for changing the content of MgO and Y 2 O 3 content of the composition shown in Table 1, to produce a ceramic sintered body in the same manner as in Example 1.
  • Example 14 ceramic sintered bodies were produced in the same manner as in Example 1 except that the AlN content was changed to the composition shown in Table 2.
  • the sintered body of Example 14 has a low AlN content and low plasma resistance.
  • the sintered body of Example 15 has a high number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less and a high porosity, and thus has low plasma resistance.
  • Example 16 a ceramic sintered body was produced in the same manner as in Example 1 except that the sintering conditions were changed to the conditions shown in Table 2.
  • the sintered body of Example 16 has a large amount of impurities and low plasma resistance.
  • Example 17 except for changing the content of Y 2 O 3 and sintering conditions to the conditions shown in Table 2, in the same manner as in Example 1 to produce a ceramic sintered body.
  • the sintered body of Example 17 has a large number of bubbles having a pore size of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less and a high porosity, resulting in low plasma resistance and a large amount of impurities.
  • Example 18 a ceramic sintered body was produced in the same manner as in Example 1 except that the sintering conditions were changed to the conditions shown in Table 2.
  • the sintered body of Example 18 has low thermal shock resistance because the average crystal grain size is too large.
  • Example 19 a ceramic sintered body was produced in the same manner as in Example 1 except that the AlN content, MgO content and carbon content were changed to the compositions shown in Table 2.
  • the sintered body of Example 19 has a high number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less and a high porosity, and thus has low plasma resistance.
  • Example 20 and 21 ceramic sintered bodies were produced in the same manner as in Example 1 except that the carbon content was changed to the composition shown in Table 2.
  • the sintered bodies of Examples 20 and 21 have low plasma resistance because the number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is large and the porosity is high.
  • Example 22 except for changing the AlN content and the content of Y 2 O 3 to the composition shown in Table 2, to produce a ceramic sintered body in the same manner as in Example 1.
  • the sintered body of Example 22 has a large number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less, a high porosity, and a small average crystal grain size, so that the plasma resistance is low.
  • Example 23 a ceramic sintered body was prepared in the same manner as in Example 1 except that the Y 2 O 3 content was changed to the composition shown in Table 2.
  • the sintered body of Example 23 has a large number of bubbles having a pore diameter of 1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less, a high porosity, and a small average crystal grain size, so that the plasma resistance is low.
  • Example 24 is a commercially available quartz used as a member for a semiconductor manufacturing apparatus. As shown in Table 2, the transparency is excellent, but the plasma resistance is low.
  • Example 25 is a commercially available SiC single crystal used as a member for a semiconductor manufacturing apparatus. As shown in Table 2, it does not have transparency and has low plasma resistance.
  • Example 26 is a commercially available MgO sintered body used as a member for a semiconductor manufacturing apparatus. As shown in Table 2, although it has high plasma resistance, it is not transparent.
  • Example 27 is a commercially available Y 2 O 3 sintered body used as a member for a semiconductor manufacturing device. As shown in Table 2, although it has high plasma resistance, it is not transparent.
  • Example 28 is a commercially available AlON sintered body (pressure sintered body). This is because the sintered body of Example 28 does not contain air bubbles and has a large average crystal grain size, so that it has high reflectance and thermal conductivity and low thermal shock resistance.
  • Example 29 is a commercially available single crystal sapphire. Since the single crystal sapphire of Example 29 does not contain bubbles and is a single crystal, it has high reflectance and thermal conductivity and low thermal shock resistance.
  • the translucent ceramic sintered body of the embodiment of the present invention is useful for various transparent members because it is inexpensive and has excellent transparency, visibility, plasma resistance, and thermal shock resistance.

Abstract

孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を５個／ｍｍ３以上１３００個／ｍｍ３以下の範囲で含み、閉気孔率が０．００１体積％以上０．２５体積％以下であり、焼結体を構成する結晶粒の平均結晶粒径が１０５μｍ以上２５０μｍ以下であり、主配合成分が、２４．０モル％以上３４．０モル％以下のＡｌＮを含有し、所定の不純物の含有量が４０質量ｐｐｍ未満であり、所定の平均透過率が６０％以上であると共に、所定の鮮明度が６０％以上である、透光性セラミックス焼結体。

Description

透光性セラミックス焼結体および耐プラズマ性部材
　本発明は、透光性セラミックス焼結体および耐プラズマ性部材に関する。
　過酷な環境下で使用される透光性部材や傷等に対する耐久性が求められる透光性部材には、従来、単結晶構造を有するサファイア部材が用いられてきた。しかしながら単結晶サファイアは高価であるために、これに代えて透光性セラミックス焼結体を用いることが検討されている。
　透光性を有するセラミックス焼結体としては、例えば酸化アルミニウム（アルミナ／Ａｌ２Ｏ３）焼結体や酸窒化アルミニウム（Ａｌ２＋ｘＯ３Ｎｘ：ＡｌＯＮ）焼結体等が知られている。特に、酸窒化アルミニウムの結晶構造は立方晶であるため、アルミナより理論的に透光性に優れる焼結体が得られることが期待されている。
　透光性セラミックス焼結体は、例えば半導体製造装置の内部状況を確認するための窓材や、半導体製造装置においてウエハを搭載するステージ部材等への使用が検討されている。
　セラミックス焼結体の透光性を高めるために、従来、ホットプレス法やＨＩＰ法のような加圧焼結法により気泡を極力減らすことが行われていた。しかし、かかる方法は製造コストが増加すると共に気泡量の減少につれて反射率が増加しやすくなる。そこで特許文献１には、安価な常圧焼結法で作製でき、気泡を含有しながらも透明性と視認性に優れた透光性セラミックス焼結体が記載されている。
国際公開第２０１８／１６８６６６号
　セラミックス焼結体を半導体製造装置内で使用する場合、特にステージ部材等はドライエッチングや急激な温度変化といった、より過酷な環境に晒される。そのため、セラミックス焼結体には、透明性、視認性に加え、耐プラズマ性や耐熱衝撃性が要求される。特許文献１に記載の透光性セラミックス焼結体は、耐プラズマ性の点で改善の余地があった。
　本発明は、透明性、視認性、耐プラズマ性、及び耐熱衝撃性に優れる透光性セラミックス焼結体の提供を目的とする。
　本発明は、以下に示す構成を有する透光性セラミックス焼結体に関する。
〔１〕　孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を５個／ｍｍ３以上１３００個／ｍｍ３以下の範囲で含み、
　閉気孔率が０．００１体積％以上０．２５体積％以下である透光性セラミックス焼結体であって、
　前記透光性セラミックス焼結体を構成する結晶粒の平均結晶粒径が１０５μｍ以上２５０μｍ以下であり、
　前記透光性セラミックス焼結体の主配合成分は、２４．０モル％以上３４．０モル％以下のＡｌＮを含有し、
　Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｒ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｃｓ、Ｂａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉ、及びＲａからなる群より選ばれる少なくとも１種の含有量が４０質量ｐｐｍ未満であり、
　厚さが１．９０ｍｍの前記透光性セラミックス焼結体の試験片の波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおける平均透過率が６０％以上であると共に、厚さが１．９０ｍｍの前記透光性セラミックス焼結体の試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度が６０％以上である、透光性セラミックス焼結体。
〔２〕　Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、およびＭｇＯからなる群より選ばれる少なくとも１種を含み、
　Ｌｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量が５０質量ｐｐｍ以上８５０質量ｐｐｍ以下であり、
　ＭｇＯの含有量が３００質量ｐｐｍ以上９００質量ｐｐｍ以下である〔１〕に記載の透光性セラミックス焼結体。
〔３〕　前記透光性セラミックス焼結体の主配合成分は、６６．０モル％以上７６．０モル％以下のＡｌ２Ｏ３をさらに含有する、〔１〕または〔２〕に記載の透光性セラミックス焼結体。
〔４〕　波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおける反射率が１４．５％以下である、〔１〕～〔３〕のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
〔５〕　２１℃における熱伝導率が１２．５Ｗ／ｍ・Ｋ以下である、〔１〕～〔４〕のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
〔６〕　３００℃から２０℃の水中へ投入した後の曲げ強度が４０ＭＰａ以上である、〔１〕～〔５〕のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
〔７〕　酸化物基準の質量百分率で、Ｎａ２Ｏ、ＳｉＯ２、ＳｎＯ２、およびＬａ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１つの含有量が０．０５％以下である、〔１〕～〔６〕のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
〔８〕　炭素の含有量が２００質量ｐｐｍ以下である、〔１〕～〔７〕のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
〔９〕　〔１〕～〔８〕のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体を含む、耐プラズマ性部材。
　本発明によれば、透明性、視認性、耐プラズマ性、及び耐熱衝撃性に優れた透光性セラミックス焼結体を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明において、「～」を用いて示される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値をそれぞれ最小値および最大値として含む範囲を示す。
　本明細書で規定する、平均透過率（直線透過率）、鮮明度、ヘイズ、および反射率（平均反射率）は、以下のようにして測定した値を示すものとする。
　直線透過率および反射率は、日本分光社製の角度依存分光計「ＡＲＭ－５００Ｎ」を用いて測定する。直線透過率は入射角０°、反射率は入射角５°とし、２００ｎｍ～２０００ｎｍの波長域で測定し、５００～９００ｎｍの波長の透過率および反射率の平均値から平均透過率および平均反射率を求めるものとする。
　鮮明度は、試験片の透過光の光線軸に直交する光学くし（光学くし幅：０．５ｍｍ）を移動させ、光線軸上にくしの透過部分があるときの光量（Ｍ）と、くしの遮光部分があるときの光量（ｍ）とを求め、これら両者の差（Ｍ－ｍ）と和（Ｍ＋ｍ）の比率（｛（Ｍ－ｍ）／（Ｍ＋ｍ）｝×１００（％））である。鮮明度は、ＪＩＳ　Ｋ７３７４：２００７にしたがって、スガ試験機社製の写像性測定器「ＩＣＭ－１Ｔ」を用いて測定する。
　ヘイズはＪＩＳ　Ｋ７１３６：２０００にしたがって、村上色彩技術研究所社製のヘイズメーター「ＨＭ－６５Ｌ２型」を用いて測定する。
　本明細書で規定する、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数、閉気孔率、および微小気泡の集合体の数は、以下のようにして測定した値を示すものとする。
　孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数は、サンプルをデジタルマイクロスコープで観察し、画像処理装置を用いることによりカウントする。具体的には、デジタルマイクロスコープＶＨＸ－１０００（キーエンス社製）を用いて、倍率３００倍で、サンプルの任意の場所の厚さ２００μｍの範囲を１μｍ間隔でスキャンし、画像を投影し重ね合わせることにより泡個数カウント用の画像を得る。同様の作業を、サンプルの位置を変えながら繰り返し、１０ｍｍ２の範囲の画像を得て、これらの画像を画像処理ソフトであるＷｉｎＲＯＯＦ（三谷商事株式会社製）で読み込み、２値化処理を行うことで泡個数をカウントし、得られた泡個数から個数密度を算出する。
　閉気孔率は、アルキメデス法により測定する。微小気泡の集合体の数は、デジタルマイクロスコープＶＨＸ－５０００（キーエンス社製）を用い、倍率３０００倍で、サンプルの任意の場所の厚さ２００μｍの範囲を１μｍ間隔でスキャンし、画像を投影し重ね合わせることにより泡個数カウント用の画像を得る。
　同様の作業を、サンプル位置を変えながら繰り返し、５ｍｍ２の範囲の画像を得て、目視により孔径が２００ｎｍ以上１μｍ未満の気泡が６０００個／ｍｍ２以上に密集した直径２０μｍ以上の集合体の数をカウントする。
　本明細書における熱伝導率、急冷後の曲げ強度、ビッカース硬さ、および曲げ強度は、以下のようにして測定した値を示す。
　熱伝導率は、京都電子工業社製のレーザーフラッシュ法熱物性測定装置「ＭＯＤＥＬ　ＬＦＡ－５０２」を用いて、２１℃の温度下で測定する。
　ビッカース硬さは、ビッカース硬さ計システム（日鉄住金テクノロジー社製）を用いて、１０ｋｇｆの押し込み荷重で１５秒間押し込むことにより測定する。
　曲げ強度は、幅４ｍｍ、高さ３ｍｍ、長さ５０ｍｍの試験片を用いた３点曲げ試験により、２５℃で測定する。
　急冷後の曲げ強度（耐熱衝撃性）は、幅４ｍｍ、高さ３ｍｍ、長さ５０ｍｍの試験片を３００℃で３０分加熱した後、２０℃の水中に透視面を縦にして垂直に１００ｍｍ／ｓの速度で投入して急冷し、急冷後の試験片の３点曲げ強度を測定することにより評価する。
＜透光性セラミックス焼結体＞
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体（以下、単に焼結体とも称する）は、多結晶体である焼結体を構成する結晶粒の平均結晶粒径が１０５μｍ以上２５０μｍ以下である。結晶粒の平均結晶粒径を１０５μｍ以上とすることによって、相対的にプラズマに侵食されやすい結晶粒界が減少するため、耐プラズマ性を向上できる。また、結晶粒の平均結晶粒径を２５０μｍ以下とすることによって、透光性セラミックス焼結体の耐プラズマ性を向上させつつ、強度や耐熱衝撃性を高めることができる。
　結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは１２０μｍ以上、より好ましくは１３５μｍ以上、さらに好ましくは１５０μｍ以上、特に好ましくは１６０μｍ以上、中でも好ましくは１７０μｍ以上である。また、結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは２４０μｍ以下、より好ましくは２３０μｍ以下、さらに好ましくは２２５μｍ以下、特に好ましくは２２０μｍ以下、中でも好ましくは２１５μｍ以下である。
　結晶粒の平均結晶粒径を上記範囲とするには、例えば焼結体作製時の焼結温度と焼結時間を適切な範囲にコントロールにより実現できる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を５個／ｍｍ３以上１３００個／ｍｍ３以下の範囲で含む。本実施形態の焼結体の孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を含むことで、反射率を低下させることができるとともに熱伝導率や密度を低下させることができる。また、そのような気泡を５個／ｍｍ３以上１３００個／ｍｍ３以下の範囲で含む透光性セラミックス焼結体は、常圧焼結法で作製できるだけでなく、焼結体の透光性等を高めることができる。すなわち、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡は焼結体の透過率に及ぼす影響が大きい。そのような気泡の数が１３００個／ｍｍ３以下であれば、透光性セラミックス焼結体の透過率やヘイズ（白濁）等の光の透過特性を高めることができる。
　孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の量は１０００個／ｍｍ３以下が好ましく、８００個／ｍｍ３以下がより好ましく、６００個／ｍｍ３以下がさらに好ましく、４００個／ｍｍ３以下が特に好ましく、２００個／ｍｍ３以下が中でも好ましい。
　また、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を５個／ｍｍ３以上含む透光性セラミックス焼結体は、常圧焼結法で作製できるだけでなく、反射率を低下させることができると共に、熱伝導率や密度等を低下させることができる。孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の量は１０個／ｍｍ３以上が好ましく、２０個／ｍｍ３以上がより好ましく、３０個／ｍｍ３以上がさらに好ましく、４０個／ｍｍ３以上が特に好ましく、５０個／ｍｍ３以上が中でも好ましい。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、閉気孔率が０．００１体積％以上０．２５体積％以下である。
　閉気孔率の体積比率は、透光性セラミックス焼結体の反射率、密度、熱伝導率、及び耐熱衝撃性等に影響する。閉気孔率が０．００１～０．２５体積％の範囲であれば、反射率に加えて密度や熱伝導率を低下させ、耐熱衝撃性を向上させることができる。閉気孔率は、好ましくは０．００５体積％以上、より好ましくは０．０１体積％以上、さらに好ましくは０．０２体積％以上、特に好ましくは０．０３体積％以上、中でも好ましくは０．０４体積％以上である。
　また、閉気孔率は、好ましくは０．２２体積％以下、より好ましくは０．１９体積％以下、さらに好ましくは０．１６体積％以下、特に好ましくは０．１３体積％以下、中でも好ましくは０．１１体積％以下である
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、厚さが１．９０ｍｍの前記透光性セラミックス焼結体の試験片の波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおける平均透過率が６０％以上であると共に、厚さが１．９０ｍｍの前記透光性セラミックス焼結体の試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度が６０％以上である。
　上記平均透過率が６０％以上であれば、透明材料としての機能を満たすことができる。その上で、上記鮮明度を６０％以上とすることによって、透光性セラミックス焼結体を介した像の視認性を高めることができる。言い換えると、６０％以上の平均透過率に加えて、鮮明度を６０％以上とすることによって、透明部材としての実用性を備える透光性セラミックス焼結体の提供が可能になる。
　６０％以上の平均透過率は、例えば、上述した、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を１３００個／ｍｍ３以下とすることにより実現できる。ここで、透過率とは試験片に入射した入射光に対し、試験片を透過した透過光の百分率のことであり、入射角に対し直線的に透過する透過光の百分率を特に直線透過率と呼ぶ。本明細書で規定する平均透過率は、直線透過率を指すものである。この直線透過率が大きいほど多くの光が透過するため、試験片を通して反対側に存在する物体が明るく見える。
　直線透過率に影響を与える因子としては、材料表面での反射、気泡や粒界による散乱、不純物やイオンによる吸収等が挙げられる。透過率は人の目視による視認性の観点から高いほど好ましい。人の目視による視認性の観点からは、可視光域における透過率は７０％以上が好ましく、７４％以上がより好ましく、７８％以上がさらに好ましく、８０％以上が特に好ましい。
　０．５ｍｍのくし幅における６０％以上の鮮明度は、例えば、後述する、孔径が２００ｎｍ以上１μｍ未満の気泡が６０００個／ｍｍ２以上に密集した直径２０μｍ以上の気泡の集合体の数を４０個／ｍｍ３未満とすることにより実現できる。以下では、孔径が２００ｎｍ以上１μｍ未満の気泡を微小気泡と呼び、そのような気泡の集合体を微小気泡の集合体と記す。
　ここで、鮮明度とは試験片を通して反対側に見える物体像の鮮明度（写像性）を数値化した値であり、ヘイズとは区別される指標である。この鮮明度が大きいと、試験片の反対側に存在する物体がぼやけずに明確に見える。試験片の反対側に存在する物体が試験片とは接触せずに離れている場合には、物体がぼやけて見えやすくなるため、人の目視による視認性の観点からは非常に重要な指標となる。特に、人が目視することを目的とした、少なくとも２００ｍｍ２以上の表面積を有する物品においては、視認性を高めるための重要な指標となる。
　透光性セラミックス焼結体を透明部材として使用する場合、鮮明度が６０％以上であれば透光性セラミックス焼結体の反対側に存在する物体をぼやけずに明確に確認できる。鮮明度は６５％以上がより好ましく、７０％以上がさらに好ましく、７３％以上が特に好ましい。
　また、厚さが０．８０ｍｍの試験片の可視スペクトルにおける平均透過率が７０％以上であると共に、厚さが０．８０ｍｍの試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度は７５％以上が好ましい。厚さが０．８０ｍｍの試験片の可視スペクトルにおける平均透過率は７４％以上がより好ましく、７８％以上がさらに好ましく、８２％以上が特に好ましい。厚さが０．８０ｍｍの試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度は７９％以上がより好ましく、８３％以上がさらに好ましく、８７％以上が特に好ましい。
　また、厚さが０．４０ｍｍの試験片の可視スペクトルにおける平均透過率が７４％以上であると共に、厚さが０．４０ｍｍの試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度は８０％以上が好ましい。厚さが０．４０ｍｍの試験片の可視スペクトルにおける平均透過率は７８％以上がより好ましく、８２％以上がさらに好ましく、８４％以上が特に好ましい。厚さが０．４０ｍｍの試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度は８４％以上がより好ましく、８８％以上がさらに好ましく、９２％以上が特に好ましい。
　上述した各試験片（１．９０ｍｍの試験片、０．８０ｍｍの試験片、または０．４０ｍｍの試験片）の平均透過率および鮮明度は、少なくとも１つの厚さの試験片でその値を満足すれば透光性セラミックス焼結体に透明部材としての機能を付与できる。また、各試験片の平均透過率および鮮明度が２つの厚さの試験片の値、さらには全ての厚さの試験片の値を満足させることによって、透光性セラミックス焼結体の透明部材としての機能をさらに高めることができる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、厚さが１．９０ｍｍの試験片において、厚さ２００μｍの範囲に存在する気泡を、投影し重ね合せて観察した際に、孔径が２００ｎｍ以上１μｍ未満の微小気泡が６０００個／ｍｍ２以上に密集した直径（最大径）２０μｍ以上の微小気泡の集合体の数は４０個／ｍｍ３未満が好ましい。
　上記した孔径を有する微小気泡は、透光性セラミックス焼結体の鮮明度に及ぼす影響が大きい。すなわち、孔径が２００ｎｍ以上１μｍ未満の微小気泡は、焼結体の透過率にはあまり影響を及ぼさないものの、そのような微小気泡が集合して存在している場合には、焼結体の鮮明度が低下しやすい。このような点に対して、上記した孔径を有する微小気泡が６０００個／ｍｍ２以上に密集した直径２０μｍ以上の集合体の数を４０個／ｍｍ３未満とすることによって、透光性セラミックス焼結体の鮮明度を高めることができる。
　微小気泡の集合体の数は３０個／ｍｍ３未満がより好ましく、２０個／ｍｍ３未満がさらに好ましく、１０個／ｍｍ３未満が特に好ましい。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体において、厚さが１．９０ｍｍの試験片に可視スペクトルの光を透過させた場合の直線透過光に対する、直線透過光に対して１度の角度で拡散する拡散光の割合は０．８０％以上２．５０％未満が好ましい。また、同様に直線透過光に対して２度の角度で拡散する拡散光の割合は０．１０％以上０．２５％未満が好ましい。また、同様に直線透過光に対して３度の角度で拡散する拡散光の割合は０．０２％以上０．１０％未満が好ましい。
　これらの直線透過光に対する拡散光の割合は、透光性セラミックス焼結体の鮮明度に影響を及ぼすと考えられる。上記した直線透過光に対する拡散光の割合を満足させることによって、透光性セラミックス焼結体の鮮明度を向上できる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体において、厚さが１．９０ｍｍの試験片の波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおけるヘイズは７％以下が好ましい。
　ここで、ヘイズとは試験片を透過した全光線透過率に対する拡散透過率の百分率である。このヘイズの値が大きいと試験片が白濁して見える。ヘイズに影響を与える因子としては、気泡や粒界による散乱が挙げられる。
　いずれの試験片においても、ヘイズは小さいほど好ましいが、人の目視による視認性の観点からは０．７％未満まで過剰に小さくする必要性は低い。人の目視による視認性の観点からは、可視スペクトルにおけるヘイズは７％以下が好ましく、６％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましく、４．５％以下が特に好ましい。
　特に、厚さが０．８０ｍｍの試験片の可視スペクトルにおけるヘイズは６％以下が好ましく、厚さが０．４０ｍｍ以下の可視スペクトルにおける試験片のヘイズは４．５％以下が好ましい。透光性セラミックス焼結体は、気泡の大きさや量等を制御することで、上記したヘイズを満足させることができる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおける反射率が、１４．５％以下が好ましい。
　ここで、反射率とは試験片に入射した入射光に対し、試験片を透過せずに反射した光の百分率のことである。反射率が大きいと、試験片で光が反射するために視認性が低下する。反射率に影響を与える因子としては、屈折率、表面の平滑性等が挙げられ、屈折率が大きく、表面が平滑であるほど大きくなる。
　反射率は人の目視による視認性の観点から低い方が好ましい。人の目視による視認性の観点から、可視スペクトルにおける反射率は１４．２％以下がより好ましく、１３．８％以下がさらに好ましく、１３．５％以下が特に好ましい。また、反射率は低いほど好ましいが、通常１３．０％以上である。上記反射率は、気泡の大きさや量等を制御することで満足させることができる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、２１℃における熱伝導率が好ましくは１２．５Ｗ／ｍ・Ｋ以下、より好ましくは１２．０Ｗ／ｍ・Ｋ以下である。
　また、本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、３００℃から２０℃の水中へ投入した後（急冷後）の曲げ強度（耐熱衝撃性）が好ましくは４０．０ＭＰａ以上、より好ましくは４３．０ＭＰａ以上である。
　さらに、本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、ビッカース硬さが好ましくは１３．８ＧＰａ以上、より好ましくは１４．１ＧＰａ以上である。
　上記各種特性は、透光性セラミックスの気泡の量や形態、組成等を制御することによって、得られる。これらによって、透光性セラミックス焼結体を高温下での使用が想定される部材や、耐熱性、耐熱衝撃性、傷耐性等が求められる部材に適用する場合において、部材（透光性セラミックス焼結体）の信頼性、耐久性、及び機能性等を向上できる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体の組成は、上述した透過率やヘイズ等を得る上で、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）を主配合成分とする窒化物系焼結体とする。ＡｌＮの含有量は耐プラズマ性を高める観点から、２４．０モル％以上３４．０モル％以下である。
　さらに、本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体の主配合成分は、６６．０モル％以上７６．０モル％以下のＡｌ２Ｏ３（アルミナ，酸化アルミニウム）をさらに含有することが好ましい。
　透光性セラミックス焼結体の主配合成分とは、原料粉末を混合する際に計算の基礎となるＡｌＮとＡｌ２Ｏ３を指す。ここで、ＡｌＮとＡｌ２Ｏ３は、合計量の最大値が１００％となっており、原料粉末の質量割合の計算において、百分率計算（いわゆる外割計算）で分母となる。このようなＡｌＮとＡｌ２Ｏ３とを含有する透光性セラミックス焼結体、すなわちＡｌＮとＡｌ２Ｏ３とを反応させた化合物である酸窒化アルミニウム（ＡｌＯＮ）の焼結体は、結晶構造が立方晶であるため、アルミナ焼結体よりも透光性を向上できる。
　主配合成分におけるＡｌＮの割合は、より好ましくは２４．５モル％以上であり、さらに好ましくは２５．０モル％以上、特に好ましくは２５．５モル％以上、中でも好ましくは２６．０モル％以上、最も好ましくは２６．５モル％以上である。
　また、主配合成分におけるＡｌＮの割合は、より好ましくは３３．０モル％以下、さらに好ましくは３２．０モル％以下、特に好ましくは３１．０モル％以下、中でも好ましくは３０．０モル％以下、最も好ましくは２９．５モル％以下である。
　主配合成分におけるＡｌ２Ｏ３の割合は、より好ましくは６７．０モル％以上、さらに好ましくは６８．０モル％以上、特に好ましくは６９．０モル％以上、中でも好ましくは７０．０モル％以上、最も好ましくは７０．５モル％以上である。
　また、主配合成分におけるＡｌ２Ｏ３の割合は、より好ましくは７５．５モル％以下、さらに好ましくは７５．０モル％以下、特に好ましくは７４．５モル％以下、中でも好ましくは７４．０モル％以下、最も好ましくは７３．５モル％以下である。
　透光性セラミックス焼結体の結晶構造は、立方晶が好ましい。ここでいう立方晶とは、スピネル構造も含むものである。結晶構造が立方晶である場合、屈折率の結晶方位依存性が無いため、セラミックス焼結体の透光性を高めることができる。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、およびＭｇＯからなる群より選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましい。これらの金属酸化物は焼結助剤として機能し、これらの金属酸化物を含むことで焼結体の密度をさらに向上できる。一方、多すぎると結晶粒径の成長を阻害し耐プラズマ性が高まりにくいことに加え、半導体製造装置で使用する場合においては半導体の性能を劣化させる原因となる。本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体はこれらの金属酸化物の含有量を極限まで低減することが好ましい。
　上記金属酸化物としては、酸化リチウム（Ｌｉ２Ｏ）および酸化マグネシウム（ＭｇＯ）が特に好ましい。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体におけるＬｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量は、好ましくは５０質量ｐｐｍ以上８５０質量ｐｐｍ以下である。Ｌｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量を５０質量ｐｐｍ以上とすることにより、焼結体の密度を向上させ、かつ耐プラズマ性を向上できる。また、Ｌｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量を８５０質量ｐｐｍ以下とすることにより、焼結体の密度を向上させ、かつ耐プラズマ性を向上できる。
　Ｌｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量は、より好ましくは１００質量ｐｐｍ以上、さらに好ましくは１５０質量ｐｐｍ以上、よりさらに好ましくは２００質量ｐｐｍ以上、特に好ましくは２５０質量ｐｐｍ以上、中でも好ましくは３００質量ｐｐｍ以上である。
　また、Ｌｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量は、より好ましくは７５０質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは６５０質量ｐｐｍ以下、よりさらに好ましくは６００質量ｐｐｍ以下、特に好ましくは５５０質量ｐｐｍ以下、中でも好ましくは５００質量ｐｐｍ以下である。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体におけるＭｇＯの含有量は、好ましくは３００質量ｐｐｍ以上９００質量ｐｐｍ以下である。ＭｇＯの含有量を３００質量ｐｐｍ以上とすることにより、焼結体の密度を向上させ、かつ耐プラズマ性を向上できる。また、ＭｇＯの含有量を９００質量ｐｐｍ以下とすることにより、焼結体の密度を向上させ、かつ耐プラズマ性を向上できる。
　ＭｇＯの含有量は、より好ましくは４００質量ｐｐｍ以上、さらに好ましくは５００質量ｐｐｍ以上、よりさらに好ましくは５５０質量ｐｐｍ以上、特に好ましくは６００質量ｐｐｍ以上、中でも好ましくは６５０質量ｐｐｍ以上である。
　また、ＭｇＯの含有量は、より好ましくは８５０質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは８００質量ｐｐｍ以下、よりさらに好ましくは７８０質量ｐｐｍ以下、特に好ましくは７６０質量ｐｐｍ以下、中でも好ましくは７４０質量ｐｐｍ以下である。
　Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、およびＭｇＯは、１種のみを用いてもよく、２種以上を組み合わせて用いてもよい。組み合わせて使用する場合は、ＭｇＯとＬｉ２Ｏを含むことが好ましい。さらに、ＭｇＯ／Ｌｉ２Ｏ質量比としては０．５０～４．００が好ましく、より好ましくは１．００～３．００、さらに好ましくは１．３０～２．６０、特に好ましくは１．５０～２．３０、中でも好ましくは１．７０～２．１０である。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、さらに、焼結添加剤として機能する、酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）、を含有することが好ましい。透光性セラミックス焼結体における酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）の含有量は、酸化物基準の質量百分率で、０．０３～０．１１質量％が好ましい。酸化イットリウムをこのような量で含有させることによって、酸窒化アルミニウム焼結体の焼結性を高めると共に、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の量を制御しつつ、微小気泡の集合体の数を減少できる。また、平均結晶粒径を成長させることができ、耐プラズマ性を高めることができる。
　酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）の含有量は、より好ましくは０．０４質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上、特に好ましくは０．０６質量％以上、中でも好ましくは０．６５質量％以上である。
　また、酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）の含有量は、より好ましくは０．１０質量％以下、さらに好ましくは０．０９質量％以下、特に好ましくは０．０８５質量％以下、中でも好ましくは０．８０質量％以下である。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、酸化物基準の質量百分率で、Ｎａ２Ｏ、ＳｉＯ２、ＳｎＯ２、およびＬａ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１つ化合物の含有量は０．０５質量％以下が好ましい。これらの化合物は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡量の制御や微小気泡の集合体数の減少に効果を示す。２つ以上の化合物を含む場合、上記した含有量はそれらの合計含有量である。
　当該化合物の含有量は、より好ましくは０．０１質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下である。一方で、半導体製造装置に使用される場合には当該化合物は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０質量％が好ましい。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、炭素の含有量が、２００質量ｐｐｍ以下が好ましい。炭素を含む化合物等は、後述するように酸窒化アルミニウム焼結体の製造工程において気泡源となるものの、例えばそのような炭素源の残留炭素量を２００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することで、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数を上記特定の範囲とすることができる。そのため、酸窒化アルミニウム焼結体の透過率や鮮明度を高めることができる。
　炭素含有量は、より好ましくは１５０質量ｐｐｍ以下、さらに好ましくは１００質量ｐｐｍ以下、特に好ましくは６０質量ｐｐｍ以下である。また、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数を５個／ｍｍ３以上とする観点から、炭素含有量は、より好ましくは１０質量ｐｐｍ以上、さらに好ましくは２５質量ｐｐｍ以上、特に好ましくは３０質量ｐｐｍ以上である。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、上記成分以外の成分を不純物として含んでいてもよいが、半導体製造装置に使用される場合には不純物は少ないほど好ましいため、不純物量は４０質量ｐｐｍ以下とする。不純物量はより好ましくは３５質量ｐｐｍ以下であり、さらに好ましくは３０質量ｐｐｍ以下であり、中でも好ましくは２５質量ｐｐｍ以下であり、特に好ましくは２０質量ｐｐｍ以下であり、最も好ましくは１５質量ｐｐｍ以下である。
　不純物としては、Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｒ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｃｓ、Ｂａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉ、及びＲａからなる群より選ばれる少なくとも１種が挙げられる。２つ以上の不純物を含む場合、上記した含有量はそれらの合計含有量である。
　不純物量は、純度の高い原料や製造装置を使用するほか、焼結温度や焼結時間などの焼結方法をコントロールすることでも低減できる。
＜透光性セラミックス焼結体の製造方法＞
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体の製造方法は、特に限定されるものではないが、透光性セラミックス焼結体の主配合成分粉末と焼結添加剤（焼結助剤）粉末と気泡源となるカーボン源とを含む混合粉末（原料粉末）の成形体を、基本的に常圧焼結することにより製造される。常圧とは大気圧（０．１０１３２５ＭＰａ）から０．１３ＭＰａまでの圧力範囲を示すものとする。
　透光性セラミックス焼結体の製造方法は、例えば透光性セラミックス焼結体の主配合成分粉末と焼結添加剤粉末と気泡源となるカーボン源とを混合して原料粉末（混合粉末）を調製する工程と、原料粉末を加圧成形して成形体を得る工程と、成形体を所望の相対密度かつ所望の平均結晶粒径となるように、常圧雰囲気下または減圧雰囲気下にて一次焼結して一次焼結体を得る工程と、一次焼結体を所望の相対密度となるように、常圧雰囲気下にて二次焼結し、透光性セラミックス焼結体として二次焼結体を得る工程とを具備している。
　以下に、本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体の製造方法の代表例として、酸窒化アルミニウム焼結体の製造方法について詳述する。
　まず、酸窒化アルミニウム焼結体の主配合成分粉末を用意する。酸窒化アルミニウム焼結体の主配合成分粉末としては、６６．０～７６．０モル％のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）粉末と２４．０～３４．０モル％の窒化アルミニウム（ＡｌＮ）粉末との混合粉末が用いられる。Ａｌ２Ｏ３粉末に代えて、Ａｌ（ＯＨ）３粉末等を用いてもよい。
　焼結添加剤としては、酸化物基準の質量百分率で、アルミナと窒化アルミニウムとの合計量に対し、０．００５％以上０．０８５％以下の酸化リチウム（Ｌｉ２Ｏ）またはＬｉ２Ｏ量に相当するＬｉ化合物、０．０３％以上０．０９％以下の酸化マグネシウム（ＭｇＯ）またはＭｇＯ量に相当するＭｇ化合物からなる群より選ばれる少なくとも１つを用いることが好ましい。
　焼結添加剤は、さらに、０．０３％以上０．１１％以下の酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）またはＹ２Ｏ３量に相当するＹ化合物を用いることが好ましい。
　焼結添加剤は、またさらに、酸化ナトリウム（Ｎａ２Ｏ）、酸化ケイ素（ＳｉＯ２）、酸化錫（ＳｎＯ２）、および酸化ランタン（Ｌａ２Ｏ３）からなる群より選ばれる少なくとも１つを、酸化物基準の質量百分率で、アルミナと窒化アルミニウムとの合計量に対し、０．００１～０．０５％の範囲で含有してもよい。
　焼結添加剤として使用するＹ化合物、Ｌｉ化合物、Ｍｇ化合物、およびＣａ化合物としては、Ｙ（ＮＯ３）３、Ｍｇ（ＮＯ３）２のような硝酸塩、Ｌｉ２ＣＯ３、ＭｇＣＯ３、ＣａＣＯ３のような炭酸塩等の金属塩化合物が例示される。これらの金属塩の中でも、Ｍｇ（ＮＯ３）２はＭｇ源の一部として好適に用いられる。原因は明らかではないが、Ｌｉ化合物としてＬｉＦを用いることは好ましくない。
　また、Ｎａ２Ｏ、ＳｉＯ２、ＳｎＯ２、およびＬａ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１つに関しても、酸化物に代えて炭酸塩、硝酸塩、塩化物、及びアルコキシド化合物等を用いてもよい。焼結添加剤としては、酸化物粉末や金属塩粉末等に限らず、金属粉末を使用してもよい。
　気泡源となるカーボン源としては、例えばポリカルボン酸系の高分子、ポリエチレングリコール、アクリルアミド、Ｎ－［３－（トリメトキシシリル）プロピル］ジエチレントリアミン、及びカーボンナノ粉末等を用いることができる。カーボン源は、原料粉末中に炭素量として２０～２５０質量ｐｐｍの範囲となるように含有されることが好ましい。このような量のカーボン源を原料粉末中に含有させることによって、透光性セラミックス焼結体中の孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数や微小気泡の集合体の数を所望の範囲に制御できる。
　上述した酸窒化アルミニウム焼結体の主配合成分粉末と焼結添加剤粉末とカーボン源とを、所望の比率で混合した後に粉砕する。混合物の粉砕は、原料粉末（混合・粉砕粉末）の平均粒子径が１．０μｍ以下となるように実施することが好ましい。平均粒子径が１．０μｍ以下の原料粉末を用いて、透光性セラミックス焼結体を製造することによって、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数や微小気泡の集合体の数の制御性、特に微小気泡の集合体の数の制御性を高めることができる。
　原料粉末の平均粒子径は０．８μｍ以下がより好ましく、０．６μｍ以下がさらに好ましく、０．４μｍ以下が特に好ましい。混合物の粉砕法は、特に限定されるものではないが、エタノール等の有機溶媒を媒体として用いた回転ボールミル法や振動ボールミル法等の湿式粉砕法を適用することが好ましい。このような湿式粉砕法を用いて、例えば７２時間以上というように比較的長時間粉砕することによって、平均粒子径を１．０μｍ以下の原料粉末を安定して得ることができる。混合物の粉砕法に湿式粉砕を適用した場合には、得られたスラリーを乾燥させて原料粉末とする。
　上記したような原料粉末を金型プレス法や静水圧プレス法等の加圧成形法を適用して、所望の形状に加圧成形して成形体を作製する。特に、酸窒化アルミニウム焼結体の場合には、アルミナ粉末と窒化アルミニウム粉末との混合粉末を反応させて酸窒化アルミニウムを合成することによって、難焼結性の酸窒化アルミニウム焼結体を製造する。このため、アルミナと窒化アルミニウムとを反応させて酸窒化アルミニウムを合成する前に、成形体の段階で緻密化しておくことが好ましく、原料粉末の成形法に高密度な成形体を作製することが可能な静水圧プレスを適用することが好ましい。
　次に、上記したような加圧成形体を焼結することによって、酸窒化アルミニウム焼結体のような透光性セラミックス焼結体を製造する。成形体の焼結工程は、比較的低温で焼結して一次焼結体を得る一次焼結工程と、一次焼結体を一次焼結工程より高温で焼結して二次焼結体を得る二次焼結工程とを有することが好ましい。
　本発明では、一次焼結工程において、主配合成分が完全に結晶化する前に緻密化させ、次いで二次焼結工程を実施し徐々に結晶粒を成長させることで、所望の平均結晶粒径の焼結体を得ることができる。また、一次焼結段階で焼結体を緻密化させることで、その後の工程での炉内雰囲気からの不純物のコンタミを抑制できる。そのために、低温かつ長時間の一次焼結と、従来法よりも遅い昇温速度で２次焼結温度まで昇温し二次焼結を行う。
　成形体の一次焼結工程は、常圧雰囲気または常圧以下の減圧雰囲気中で実施する。一次焼結工程を常圧以下の減圧雰囲気中で実施することによって、焼結体の緻密性を高めることができる。
　一次焼結温度は、一次焼結体の相対密度が９７％以上となるように設定することが好ましい。焼結温度は、好ましくは１６６０～１６９５℃、より好ましくは１６７０～１６８５℃の温度に設定する。
　また、焼結時間は好ましくは１０～３０時間、より好ましくは１５～２５時間である。焼結時間をかかる範囲とし、次いで二次焼結工程を実施することで不純物濃度が低くかつ所望の平均結晶粒径の焼結体を得ることができる。
　一次焼結体の二次焼結工程は、常圧雰囲気中で実施する。これによって、適度に気泡を含む透光性セラミックス焼結体を安価に得ることができる。
　一次焼結体の二次焼結温度は、二次焼結体の相対密度が９８．９５％以上となるように設定することが好ましく、酸窒化アルミニウム焼結体を作製する場合には好ましくは１９２０～１９９０℃、より好ましくは１９４０～１９７０℃の温度に設定することが好ましい。
　また、徐々に結晶化させ平均結晶粒径を成長させる観点から、一次焼結温度から二次焼結温度までの昇温速度は１５℃／Ｈｒ以下の速度で昇温することが好ましい。このような昇温速度、焼結温度で二次焼結工程を実施することによって、二次焼結体の密度を高めると共に、二次焼結体を構成する結晶粒の平均結晶粒径、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡の数や微小気泡の集合体の数の制御性を高めることができる。
　また、焼結時間は好ましくは６～２０時間、より好ましくは１０～１５時間である。焼結時間をかかる範囲とすることで所望の平均結晶粒径の焼結体を得ることができる。
　上述した透光性セラミックス焼結体は、例えば透明性および耐プラズマ性と共に、耐熱性、耐候性、耐傷性等が求められる各種透明部材として好適に用いられる。そのような透明部材の具体例としては、耐プラズマ性部材、電子機器の表示部のカバー部材や傷防止用に設けられるカバー部材のような外装部材、光学機器のカバー部材のような外装部材、透明刃物、透明な耐摩耗性部材等が挙げられる。
　上述した耐プラズマ性部材とは、耐プラズマ性が要求される部材、特に半導体製造装置の窓材やステージ等が挙げられる。
　電子機器とは、電子工学の技術を応用した電気製品であり、例えば液晶表示装置、カーナビゲーション、車載表示機器、携帯電話、携帯型情報端末、ゲーム機、ＣＤプレイヤ、ＤＶＤプレイヤ、デジタルカメラ、テレビ、電子手帳、電子辞書、パソコン、プリンタ、時計、太陽光発電装置、太陽熱発電装置、スマートメガネ、ＥＲおよびＶＲデバイス等が挙げられる。
　光学機器とは、光の作用と性質を利用した機器であり、例えば望遠鏡、カメラ、内視鏡、サーモグラフィー、レーザー、プロジェクター、バーコード読み取り機、センサー等が挙げられる。
　刃物とは、刃という構造を持ち、対象物を切る（切断または切削）するための道具であり、例えばナイフ、小刀、剃刀、包丁、ハサミ、メス、彫刻刀等が挙げられる。
　以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。なお、例１～１３が実施例であり、例１４～２９が比較例である。
［例１］
　まず、平均粒子径がそれぞれ１．０μｍであるＡｌ２Ｏ３粉末、ＡｌＮ粉末、Ｙ２Ｏ３粉末、Ｌｉ２ＣＯ３粉末、およびＭｇＯ粉末を用意した。Ａｌ２Ｏ３粉末とＡｌＮ粉末とを、モル比でＡｌ２Ｏ３：ＡｌＮ＝７２：２８となるように１５０ｇ秤量し、さらにＡｌ２Ｏ３粉末とＡｌＮ粉末の合計量（１５０ｇ）に対して、０．０９質量％のＹ２Ｏ３粉末、０．０７質量％のＬｉ２ＣＯ３粉末、０．１４質量％のＭｇＯ粉末を秤量した。さらに、カーボン源としてポリカルボン酸系高分子（中京油脂社製、商品名：セルナＤ－３０５）１．５ｇ（焼結後の残炭量として４５～５５質量ｐｐｍに相当）を秤量し、これら各原料をポリウレタン製のポットに入れた。直径５ｍｍの高純度アルミナボールを使用し、４４０ｍｌの無水エタノールを媒体として回転ボールミル（愛知電気社製、商品名：ＡＮ－３Ｓ）で９６時間混合、粉砕した後、得られたスラリーを減圧乾燥して原料粉末を得た。得られた原料粉末の平均粒子径は０．６μｍであった。
　次に、得られた原料粉末を、乾式一軸プレスを使って直径１６ｍｍ、厚さ３ｍｍのディスクに成形した後、冷間等方圧プレス機（日機装社製、商品名：ＣＬ１５－２８－２０）を使用して２０００ｋｇ／ｃｍ２の圧力で静水圧プレスして成形体を形成した。得られた成形体をカーボン製のるつぼに入れ、カーボン焼結炉で２０Ｐａの真空雰囲気下にて１６８０℃で２０時間保持して一次焼結した。焼結炉内の雰囲気を大気圧のＮ２雰囲気とした後、１９６０℃まで昇温し、その温度で１０時間保持して二次焼結した。この後、室温まで冷却してセラミックス焼結体を得た。焼結時の昇温速度は、１３５０℃まで２２０℃／ｈとし、１３５０℃以上では１５℃／ｈとした。焼結後の冷却速度は、１０００℃まで１００℃／ｈとし、１０００℃以下では２０℃／ｈとした。
　このようにして得たセラミックス焼結体におけるＹ２Ｏ３、Ｌｉ２Ｏ、ＭｇＯの各成分量、炭素（Ｃ）量、およびその他不純物量を、誘導結合プラズマ質量分析計ＩＣＰ－ＭＳ（島津製作所社製）により測定した。Ｙ２Ｏ３、Ｌｉ２Ｏ、ＭｇＯの各成分量は、セラミックス焼結体の主配合成分であるＡｌ２Ｏ３とＡｌＮとの合計量（主配合成分量）に対する質量割合として表１に示す。また、炭素量、フッ素量、およびその他不純物量は、セラミックス焼結体の全量に対する質量割合として表１に示す。セラミックス焼結体の結晶構造、密度、平均結晶粒径を表１に示す。
　次に、得られたセラミックス焼結体について、下記に示す方法により耐プラズマ性を評価した。焼結体から１０ｍｍ×５ｍｍ×１ｍｍのサイズを切り出し、１０ｍｍ×５ｍｍの面を鏡面加工した。加工後、カプトンテープを張りマスキングしプラズマガスでエッチングし、触針式表面形状測定機（株式会社アルバック製、Ｄｅｃｔａｋ１５０）によりエッチング部と非エッチング部に生じた段差を測定することでエッチング量を評価した。プラズマエッチング装置としてはＥＸＡＭ（神港精機社製、型式：ＰＯＥＭ型）を用い、ＲＩＥモード（リアクティブ・イオン・エッチングモード）にて１０Ｐａの圧力、３５０Ｗの出力のもとＣＦ４ガスで１３０分エッチングした。エッチング速度（ｍｍ／ｈ）が小さいほど耐プラズマ性が高いことを意味する。測定結果を表１に示す。
　さらに、セラミックス焼結体について、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数（個／ｍｍ３）、閉気孔率、厚さが１．９０ｍｍの試験片における平均透過率、厚さが１．９０ｍｍの試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度、厚さが１．９０ｍｍの試験片のヘイズ、反射率、厚さが１．９０ｍｍの試験片における孔径が２００ｎｍ以上１μｍ未満の微小気泡が６０００個／ｍｍ２以上に密集した直径２０μｍ以上の微小気泡集合体の数（個／ｍｍ３）、熱伝導率、急冷後の曲げ強度（耐熱衝撃性）、ビッカース硬さ、および曲げ強度を、前述した方法にしたがって測定した。測定結果を表１に示す。
　また、平均透過率、鮮明度、ヘイズについては、厚さが０．８０ｍｍの試験片および厚さが０．４０ｍｍの試験片についても測定した。
　さらに、各試験片の１°、２°、３°の拡散光（０．４０ｍｍの試験片については１°のみ）の強度比を前述した方法にしたがって測定した。これらの測定結果を表１に合わせて示す。
［例２～２３］
　例１のセラミックス焼結体の製造工程において、焼結体の組成を表１に示す組成となるように変更し、焼結条件を表１に示す条件に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。各セラミックス焼結体の各成分量（不純物量を含む）、各特性値等を例１と同様にして測定した。それらの結果を表１および表２に示す。
　表１に示すように、例１～例１３のＡｌＯＮ焼結体は、特に孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が少なく、かつ微小気泡集合体の数も少ないため、透過率および鮮明度が高いことが分かる。このようなＡｌＯＮ焼結体を透明部材として用いることによって、透明部材としてのＡｌＯＮ焼結体の反対側に存在する物体を明確に視認することが可能になる。また、閉気孔率が低く平均結晶粒径が大きいため耐プラズマ性に優れており、不純物量も少ないことがわかる。このことから、例１～例１３のＡｌＯＮ焼結体は透明性、視認性、耐プラズマ性に優れる透光性セラミックス焼結体である。
　例２、３はＡｌＮ含有量を表１に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。これらの結果から、ＡｌＮ含有量は特に２７～２９モル％の時に耐プラズマ性に優れ、中でも２８モル％の時により優れることがわかる。
　例４～６は、Ｌｉ２Ｏ含有量を表１に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。これらの結果から、Ｌｉ２Ｏ含有量は特に０．０１９～０．０６４質量％の時に耐プラズマ性に優れ、中でも０．４０質量％の時により優れることがわかる。
　例７～１１は、焼結条件を表１に示す条件に変更する以外は、例１～６と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。これらの結果から、平均結晶粒径が大きい方が耐プラズマ性に優れ、中でも２００μｍ以上の時により優れることがわかる。
　例１２、１３はＭｇＯ含有量およびＹ２Ｏ３含有量を表１に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。焼結体は、ＭｇＯ含有量、Ｙ２Ｏ３含有量を低減すると耐プラズマ性は多少下がるが、透明性、視認性、耐プラズマ性に優れる透光性セラミックス焼結体である。
　例１４、１５はＡｌＮ含有量を表２に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例１４の焼結体は、ＡｌＮ含有量が少なく、耐プラズマ性が低い。また例１５の焼結体は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が多く閉気孔率が高いため、耐プラズマ性が低い。
　例１６は、焼結条件を表２に示す条件に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例１６の焼結体は、不純物量のコンタミが多く、耐プラズマ性も低い。
　例１７は、Ｙ２Ｏ３含有量および焼結条件を表２に示す条件に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例１７の焼結体は、平均結晶粒径が小さいことに加え、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が多く閉気孔率が高いため耐プラズマ性が低く、かつ不純物量のコンタミも多い。
　例１８は、焼結条件を表２に示す条件に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例１８の焼結体は、平均結晶粒径が大きすぎるため耐熱衝撃性が低い。
　例１９は、ＡｌＮ含有量、ＭｇＯ含有量およびカーボン含有量を表２に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例１９の焼結体は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が多く閉気孔率が高いため、耐プラズマ性が低い。
　例２０、２１は、カーボン含有量を表２に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例２０、２１の焼結体は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が多く閉気孔率が高いため、耐プラズマ性が低い。
　例２２は、ＡｌＮ含有量とＹ２Ｏ３含有量を表２に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例２２の焼結体は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が多く閉気孔率が高いことに加え、平均結晶粒径が小さいため、耐プラズマ性が低い。
　例２３は、Ｙ２Ｏ３含有量を表２に示す組成に変更する以外は、例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製した。例２３の焼結体は、孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡数が多く閉気孔率が高いことに加え、平均結晶粒径が小さいため、耐プラズマ性が低い。
［例２４］
　例２４は、半導体製造装置用部材として用いられる市販の石英である。表２に示すように、透明性には優れるものの耐プラズマ性が低い。
［例２５］
　例２５は、半導体製造装置用部材として用いられる市販のＳｉＣ単結晶である。表２に示すように、透明性を有しておらずかつ耐プラズマ性が低い。
［例２６］
　例２６は、半導体製造装置用部材として用いられる市販のＭｇＯ焼結体である。表２に示すように、高い耐プラズマ性を有してはいるものの透明性はない。
［例２７］
　例２７は、半導体製造装置用部材として用いられる市販のＹ２Ｏ３焼結体である。表２に示すように、高い耐プラズマ性を有してはいるものの透明性はない。
［例２８］
　例２８は市販のＡｌＯＮ焼結体（加圧焼結体）である。例２８の焼結体は、気泡を含有しておらず、かつ平均結晶粒径が大きいためであるため、反射率および熱伝導率が高くかつ耐熱衝撃性が低い。
［例２９］
　例２９は市販の単結晶サファイアである。例２９の単結晶サファイアは、気泡を含有しておらず、かつ単結晶であるため、反射率および熱伝導率が高くかつ耐熱衝撃性が低い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上、図面を参照しながら各種の実施の形態について説明したが、本発明はかかる例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。また、発明の趣旨を逸脱しない範囲において、上記実施の形態における各構成要素を任意に組み合わせてもよい。
　なお、本出願は、２０２０年１月１６日出願の日本特許出願（特願２０２０－００５４０５）に基づくものであり、その内容は本出願の中に参照として援用される。
　本発明の実施形態の透光性セラミックス焼結体は、安価であると共に、透明性、視認性、耐プラズマ性および耐熱衝撃性に優れているため、各種の透明部材に有用である。

Claims (9)

  1. 　孔径が１μｍ以上５μｍ以下の気泡を５個／ｍｍ３以上１３００個／ｍｍ３以下の範囲で含み、
    　閉気孔率が０．００１体積％以上０．２５体積％以下である透光性セラミックス焼結体であって、
    　前記透光性セラミックス焼結体を構成する結晶粒の平均結晶粒径が１０５μｍ以上２５０μｍ以下であり、
    　前記透光性セラミックス焼結体の主配合成分は、２４．０モル％以上３４．０モル％以下のＡｌＮを含有し、
    　Ｂｅ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｒ、Ｓｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｃｓ、Ｂａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉ、及びＲａからなる群より選ばれる少なくとも１種の含有量が４０質量ｐｐｍ未満であり、
    　厚さが１．９０ｍｍの前記透光性セラミックス焼結体の試験片の波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおける平均透過率が６０％以上であると共に、厚さが１．９０ｍｍの前記透光性セラミックス焼結体の試験片の０．５ｍｍのくし幅における鮮明度が６０％以上である、透光性セラミックス焼結体。
  2. 　Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、およびＭｇＯからなる群より選ばれる少なくとも１種を含み、
    　Ｌｉ２ＯおよびＮａ２Ｏの少なくとも一方の含有量が５０質量ｐｐｍ以上８５０質量ｐｐｍ以下であり、
    　ＭｇＯの含有量が３００質量ｐｐｍ以上９００質量ｐｐｍ以下である請求項１に記載の透光性セラミックス焼結体。
  3. 　前記透光性セラミックス焼結体の主配合成分は、６６．０モル％以上７６．０モル％以下のＡｌ２Ｏ３をさらに含有する、請求項１または２に記載の透光性セラミックス焼結体。
  4. 　波長５００～９００ｎｍの可視スペクトルにおける反射率が１４．５％以下である、請求項１～３のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
  5. 　２１℃における熱伝導率が１２．５Ｗ／ｍ・Ｋ以下である、請求項１～４のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
  6. 　３００℃から２０℃の水中へ投入した後の曲げ強度が４０ＭＰａ以上である、請求項１～５のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
  7. 　酸化物基準の質量百分率で、Ｎａ２Ｏ、ＳｉＯ２、ＳｎＯ２、およびＬａ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１つの含有量が０．０５％以下である、請求項１～６のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
  8. 　炭素の含有量が２００質量ｐｐｍ以下である、請求項１～７のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載の透光性セラミックス焼結体を含む、耐プラズマ性部材。
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06157132A (ja) * 1992-11-13 1994-06-03 Toshiba Ceramics Co Ltd 高純度アルミナセラミックス及びその製造方法
JP2001199761A (ja) * 2000-01-13 2001-07-24 Konoshima Chemical Co Ltd 高純度アルミナセラミックス及びその製造方法
JP2002326862A (ja) * 2001-05-02 2002-11-12 Kohan Kogyo Kk 透光性セラミックスおよびその製造方法
WO2018168666A1 (ja) * 2017-03-13 2018-09-20 Ａｇｃ株式会社 透光性セラミックス焼結体とその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06157132A (ja) * 1992-11-13 1994-06-03 Toshiba Ceramics Co Ltd 高純度アルミナセラミックス及びその製造方法
JP2001199761A (ja) * 2000-01-13 2001-07-24 Konoshima Chemical Co Ltd 高純度アルミナセラミックス及びその製造方法
JP2002326862A (ja) * 2001-05-02 2002-11-12 Kohan Kogyo Kk 透光性セラミックスおよびその製造方法
WO2018168666A1 (ja) * 2017-03-13 2018-09-20 Ａｇｃ株式会社 透光性セラミックス焼結体とその製造方法

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