耐蝕性部材およびその製造方法
【課題】ＣＶＤ装置、プラズマ処理装置等に用いる部材は腐食性ガスとの反応、或いはプラズマによるエッチングにより消耗し、パーティクル発生による製品の汚染、歩留まり生産性低下の問題があった。また腐蝕性ガス、プラズマに耐性のあるガラスは高価であった。
【解決手段】基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族とＢ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜からなる耐蝕性部材は、腐蝕性ガスおよびプラズマに対する耐蝕性と耐熱強度が高く、パーティクルの発生が少なく、このような耐蝕性部材は、例えば、窒化ケイ素、シリカおよび３ａ族酸化物粉末と、ジルコニア粉末との混合粉末を基材に対して溶射することによって製造することができる。
【解決手段】基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族とＢ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜からなる耐蝕性部材は、腐蝕性ガスおよびプラズマに対する耐蝕性と耐熱強度が高く、パーティクルの発生が少なく、このような耐蝕性部材は、例えば、窒化ケイ素、シリカおよび３ａ族酸化物粉末と、ジルコニア粉末との混合粉末を基材に対して溶射することによって製造することができる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、半導体等の製造におけるＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）装置、プラズマ処理装置（プラズマエッチング装置）等に用いる部材であり、特に腐食性ガス又はプラズマに対する耐蝕性が高い溶射膜からなる耐蝕性部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
半導体等の製造工程におけるプラズマエッチングや、ＣＶＤ装置のクリーニング用途には腐食性ガスが多用されている。これら腐食性ガスにはフッ素系、塩素系ガス等が用いられている。フッ素系ガスではＣＦ４、Ｃ２Ｆ６、Ｃ３Ｆ８、ＣＨＦ３／ＣＦ４、ＳＦ６等が用いられており（例えば、特許文献1参照）、塩素系ガスでは、Ｃｌ２、ＢＣｌ３、ＣＣｌ４等が用いられている（例えば、非特許文献1参照）。さらにＨＦ、Ｆ２、ＮＦ３を用いることも提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
【０００３】
このような腐食性ガスを用いる装置の容器、内壁、部品等、上記ガス或いは上記ガスを含むプラズマに接触する部分には、石英、アルミナ、窒化アルミニウム等のセラミックス又はアルミニウム、ステンレス等の金属が使用されている。しかし、これら部材は、短時間に消耗することや、装置内のパーティクル発生の原因となるという問題があった。
【０００４】
例えば、石英の部材はフッ素ガスと反応してＳｉＦ４を生成して昇華して消耗する。またアルミナ、窒化アルミニウム等のセラミックス部材では、アルミニウムのフッ化物ＡｌＦ３は昇華し難いが、物理的なスパッタ等による消耗が発生し、同時にプラズマ等の部材の粒界や気孔において選択的に腐蝕が進行し、結晶粒子脱落によりパーティクルが発生する。
【０００５】
この様な問題を解決する方法として、マグネシア、シリカを含むアルミナセラミックスの表面開気孔率を０．３％以下とした焼結体が提案されている（例えば特許文献４参照）。しかし、この様な焼結体でも焼結粒子の結晶粒界での腐食および当該結晶粒子の脱落によるパーティクル発生は避けられず、また、腐蝕の速度も石英等と比較すると優れてものの、更なる耐蝕性が求められている。
【０００６】
結晶粒界を無くしてパーティクルの発生を押さえると同時に窒素を導入することで耐蝕性を向上させる方法として、Ｓｉ−Ａｌ−Ｏ−Ｎ元素で構成されたガラスが提案されている（例えば、特許文献５参照）。しかし、これらの耐蝕性ガラスを製造するために還元雰囲気又は不活性雰囲気中が必要であるため、装置が大規模になり、結果的に耐蝕性部材が高価になる傾向があった。また、この組成では、耐蝕性も必ずしも十分ではなかった。
【０００７】
一方、基材を保護するために基材表面に溶射膜を形成する技術が知られており、上述の耐蝕性のガラスを基材の上に溶射・被覆することが考えられる。しかし、従来の溶射技術では、緻密質な窒素含有溶射膜形成が困難であり、従来の溶射による保護膜の形成は主に金属或いは酸化物セラミックスを用いるものであった。
【０００８】
窒素を含有する溶射膜作製の先行技術としては、例えば、Ｓｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３にＡｌＮ、ＳｉＯ２、ＭｇＯの混合粉体を爆発溶射にて溶射してアモルファス層とＹＡＧ層を形成する技術（例えば、非特許文献２参照）やＳｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２の混合粉末を熱処理して得たβサイアロンおよびχサイアロン粉末の爆発溶射による窒化珪素溶射膜を形成したものや、Ｓｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３の混合粉体について、プラズマ溶射によるα窒化珪素を形成したものが報告されている。しかし、これらの溶射膜は溶射粉末の融点が高いため、溶射粉末がよく溶けずに基板に付着することで、溶射膜個々の粒子同士の結合が弱く、気孔が多くなってしまい、密度が低く、プラズマエッチング時に溶射膜の粒界や気孔において選択的に腐蝕が進行し、結晶粒子脱落によるパーティクルが発生しやすい傾向にあった。また、溶射膜の腐蝕性ガス、プラズマに対する耐蝕性も充分ではなかった。さらに、爆発溶射に用いる装置は高価であり、溶射膜の堆積効率が悪く、爆発時の風圧でアルミニウムなど金属基板が変形してしまうこともあった。
【０００９】
すなわち、従来、一般的な溶射法を用いた窒素含有の緻密質で個々の粒子同士が良く結合し、さらに非常に高い耐蝕性を備えた溶射膜を作製する技術は更なる改善が求められており、プラズマエッチング時に結晶粒子脱落によるパーティクルが発生せず、腐食性ガス又はプラズマに対して良好な耐蝕性を有する耐蝕性部材が望まれていた。
【００１０】
【特許文献１】特開２０００−２２３４３０号公報
【特許文献２】特開２０００−２４８３６３号公報
【特許文献３】特開平５−９０１８０号公報
【特許文献４】特開平１１−２７８９１９号公報
【特許文献５】特開平１１−２２８１７２号公報
【非特許文献１】Ｌ．Ｐｅｔｅｒｓ，“Ｐｌａｓｍａ Ｅｔｃｈ Ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ：Ｔｈｅ ｕｎｔｏｌｄ Ｓｔｏｒｙ”，Ｓｅｍｉｃ．Ｉｎｔｌ．，１５（６)，６６（１９９２）
【非特許文献２】Ｒ．Ｂ．Ｈｅｉｍａｎｎ、Ｓ．Ｔｈｉｅｌｅ、Ｌ．Ｍ．Ｂｅｒｇｅｒ、Ｍ．Ｈｅｒｒｍａｎｎ、Ｍ．Ｎｅｂｅｌｕｎｇ、Ｂ．Ｗｉｅｌａｇｅ、Ｔ．Ｍ．Ｓｃｈｎｉｃｋ、Ｐ．Ｖｕｏｒｉｓｔｏ，“Ｔｈｅｒｍａｌｌｙ Ｓｐｒａｙｅｄ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｎｉｔｒｉｄｅ−Ｂａｓｅｄ Ｃｏａｔｉｎｇｓ ｏｎ Ｓｔｅｅｌ ｆｏｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｉｎ Ｓｅｖｅｒｅ Ｏｐｅｒａｔｉｏｎ Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ：Ｐｒｅｌｉｍｉｎａｒｙ Ｒｅｓｕｌｔｓ”Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｖｏｌ．２６，３８９（１９９８）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
以上説明した様に、半導体製造プロセスにおいて腐食性ガスやプラズマを用いる工程では、部材の腐蝕によるパーティクル発生、それに伴う製品汚染、歩留まり低下等の問題があった。さらに、部材の低い耐蝕性による部材の寿命の低下という問題もあった。この様な問題を抑制するＳｉ−Ａｌ−Ｏ−Ｎ元素で構成されたガラス質の耐蝕性部材が提案されているが、耐蝕性は必ずしも十分ではなかった。一方、Ｓｉ３Ｎ４−Ａｌ２Ｏ３−Ｙ２Ｏ３系での溶射は可能であるが、溶射膜の密度が低く、パーティクルの問題を解決する必要があった。
【００１２】
本発明の目的は、耐蝕性が高く、パーティクルが少なく、製造が容易で窒素を含有したガラス質溶射膜からなる耐蝕性部材を与えるものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上述のような現状に鑑み、鋭意検討を行った結果、Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された材料が溶射に適しており、基材にこの材料を溶射することで粒子同士の結合が良く、緻密な溶射膜ができ、その結果、部材の耐蝕性が著しく向上し、パーティクルの発生も少ないことを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
【００１４】
以下、本発明の耐蝕性部材について詳細に説明する。
（第１発明）
本発明のうち、第１の発明は、基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜であることを特徴とする耐蝕性部材である。本発明でいう３ａ族元素とは元素周期律表３ａ族元素であり、具体的には、Ｓｃ、Ｙとランタノイド元素のことである。３ａ族、Ｚｒ、Ｔｉ元素を含む材料は、腐蝕性ガス或いはそのプラズマとの反応性が低く、仮に腐食性ガス中のフッ素と反応が生じたとしてもその反応生成物は高沸点化合物であり、プラズマや腐蝕性ガスによるエッチングを抑制する効果がある。
【００１５】
第１発明の耐蝕性部材中の３ａ族元素の濃度としては、Ｚｒおよび／又はＴｉを用いる場合、１０ａｔ％以上７８ａｔ％以下、Ｓｉ元素の濃度としては２０ａｔ％以上８８％ａｔ以下、Ｚｒおよび／又はＴｉ元素の濃度としては２ａｔ％以上７０ａｔ％以下の組成範囲が好ましい。また、耐蝕性部材中の窒素の濃度は、０．０１〜１５ｗｔ％の範囲であることが好ましい。
【００１６】
また、Ｂを用いる場合、Ｂ：Ｓｉの原子数比率が５：９５から７０：３０の範囲、Ｏ：Ｎの原子数比率が９９．９：０．１から６０：４０の範囲であり、（Ｂ＋Ｓｉ）：３ａ族元素の原子数比率が８５：１５から４０：６０であることが好ましい。この場合、３ａ族元素を酸化物として導入した場合には、酸化物に含まれている酸素を含めないこととする。
【００１７】
また、本発明の耐蝕性部材は、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜の主成分がガラスであることを特徴とするものである。Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相は耐蝕性に優れると同時に、ガラスであるため結晶粒界が無く、腐蝕性ガスや腐食性ガスを含むプラズマによるエッチング時に結晶粒界での腐蝕による当該結晶粒子の脱落によるパーティクル発生が抑制される。このガラス相は、Ｎが添加されることでガラス化が促進され、さらに、耐蝕性が増す。
【００１８】
さらに、本発明の耐蝕性部材は、少なくともＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相とＺｒおよび／又はＴｉを含む結晶相とで構成される溶射膜である。Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相の特徴は前述の通りであるが、この組成が共晶組成となることで、溶射粉末の融点が低くなり、堆積する溶射膜が緻密となる。また、Ｚｒおよび／又はＴｉを含む結晶相中のＺｒ、Ｔｉは、腐蝕性ガスや腐蝕性ガスを含むプラズマとの反応物の沸点が高いことから耐蝕性に優れている。
【００１９】
この共晶系としては、Ｚｒを含む結晶相が３ａ族酸化物を固溶した立方晶酸化ジルコニウムである溶射膜が挙げられる。３ａ族酸化物を固溶した立方晶酸化ジルコニウム結晶相中の３ａ族元素、Ｚｒおよび／又はＴｉと腐蝕性ガスや腐蝕性ガスを含むプラズマとの反応生成物は高沸点を有し、ガス化しないために耐蝕性に優れるのである。３ａ族を固溶した立方晶酸化ジルコニウムの溶射膜としては、例えば、酸化イットリウムを固溶した立方晶酸化ジルコニウムを挙げることができる。
【００２０】
また、Ｂを含む結晶相としては、窒化ホウ素が挙げられる。この窒化ホウ素と少なくともＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相が共晶組成であることで、溶射粉末の融点が低くなり、堆積する溶射膜が緻密となる。
【００２１】
本発明で用いる基材は特に限定はないが、石英ガラスなどの耐熱ガラスやアルミニウム、ステンレス等の金属、アルミナ、ムライト等のセラミックス、ポリイミド、ポリカーボネートなどの樹脂が挙げられる。
【００２２】
用いる基材の表面は、表面粗さＲａが１〜５０μｍであることが好ましい。その中でも、溶射膜と基材との良好な密着性を保つためには１〜１５μｍであることが特に好ましい。表面粗さＲａが１μｍ未満では、基材と溶射膜が剥離し易い場合があり、基材の上に耐蝕性ガラス溶射膜を均一に被覆することが難しい場合がある。一方、表面粗さＲａが５０μｍを超えると、溶射膜の表面を平滑にすることが難しく、プラズマや腐蝕性ガスによるエッチングを抑制することが難しい場合がある。基材表面の表面粗さＲａを１〜５０μｍとする方法としては、その様な表面粗さの溶射膜を基材に予め溶射する方法、基材自身をブラスト処理する方法又はブラスト処理とフッ酸等による化学的エッチングを併せて施す方法等を例示できる。
【００２３】
本発明の耐蝕性部材の溶射膜厚に限定はないが、０．０１〜３ｍｍ、特に０．０１〜０．５ｍｍであることが好ましい。耐蝕性部材の溶射膜厚が３ｍｍを超えて厚くなると、基材との熱膨張率の差によって溶射膜のひび割れ、剥離が発生し易い場合があり、一方、０．０１ｍｍ未満では保護膜として不十分である場合がある。耐蝕性部材の溶射膜厚は、部材の断面を顕微鏡で観察するか、部材の断面をＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）による構成元素の組成分析を行うこと等で確認することができる。
【００２４】
本発明の耐蝕性部材の溶射膜の表面粗さＲａは０．０１〜１０μｍ、特に８μｍ以下であることが好ましい。溶射膜の表面平滑性が悪く荒れたものであると、溶射膜表面に形成された突起形状の特にエッジの部分がプラズマ或いは腐食性ガスによって選択的にエッチングされ、パーティクルが発生し易い。
【００２５】
表面の粗さが粗いと、パーティクルが発生しやすくなるが、この評価方法としては、溶射膜の表面を研磨し、研磨面をプラズマエッチングした上で、プラズマエッチング前後の表面粗さＲａを測定することで評価できる。プラズマエッチング前後のＲａの差が大きいとエッチングによって表面が荒れるためパーティクルが多く発生することが予想される。
（第２発明）
次に、第２の発明として、第１の発明の耐蝕性部材の製造方法を説明する。
【００２６】
本発明の耐蝕性部材は、溶射によって耐蝕性溶射膜を形成することによって製造できる。
【００２７】
本発明で用いる溶射法はプラズマ溶射であることが好ましい。図１に一般的なプラズマ溶射装置を示す。プラズマ溶射装置はアノード１１とカソード１０との間に流れたプラズマガス１２がアーク放電にすることによって形成されるプラズマジェットを熱源として、溶射粉末１３を溶融し、溶融した溶射粉末はプラズマガスの流速で基材１５にぶつかり堆積するものである。
【００２８】
プラズマ溶射装置では、プラズマガスとして、Ｎ２、Ａｒ等不活性ガスもしくはＨ２等還元性ガス又はこれらの混合ガスを用いることができる。窒素含有物質の溶射では、プラズマガスに酸素が含有すると溶射中に分解してしまい、溶射膜から窒素が消失することで耐蝕性が低下するため、プラズマガスとして不活性ガス、還元性ガスを用いることが出来るプラズマ溶射法が好ましい。その溶射ガス流量として、５０ＳＬＭ（Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｌｉｔｔｅｒ ｐｅｒ Ｍｉｎｕｔｓ）以上とすることが好ましい。溶射膜中の窒素の含有量については、溶射膜表面に蛍光Ｘ線分析やＥＰＭＡ分析を行うことや、少量削り取った溶射膜を加熱分解した後に発生する窒素ガスについて熱伝導率測定を行うことで測定する窒素分析装置を用いることで分析する。
【００２９】
また、プラズマ溶射法の他に一般的な溶射法としてフレーム溶射や高速フレーム溶射によっても本発明の溶射膜を製造することも可能である。この場合、通常のフレーム溶射条件で作成することもできるが、酸素等に対して燃料を過剰とした還元雰囲気のフレームで溶射することが好ましい。
【００３０】
本発明の溶射において、溶射フレームを基材に溶射する際の投入する溶射パワーは用いる装置によっても異なるが、例えば図１に示すようなプラズマ溶射装置の場合、溶射パワーを２０ｋＷ以上とするような条件が例示できる。
【００３１】
本発明の耐蝕性部材の製造時、常圧下での溶射ガン先端と基板との間の距離である溶射距離は、４０〜１５０ｍｍが好ましい。溶射距離が１５０ｍｍをこえると基板に溶射材が付着するまでに冷却されてしまい、基板上に溶射膜が堆積されない場合があり、溶射距離が４０ｍｍより短いと基材、溶射膜両方の温度が上昇してしまい、溶射材である窒化物の分解によって窒素の消失が発生し、耐蝕性が低下する場合がある。
【００３２】
本発明で用いる溶射原料は、Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素とＢ、ＺｒおよびＴｉ元素からなる群より選ばれる少なくとも１つを含む組成の原料であり、粉末形状の原料を用いることが好ましい。このような原料としては、ジルコニアを例にすると、シリカ、窒化ケイ素および３ａ族酸化物とジルコニアとから少なくともなる粉末顆粒の混合物や、シリカ、窒化ケイ素および３ａ族酸化物とジルコニアとから少なくともなる粉末を所定の割合で混合し、加圧若しくは常圧の還元雰囲気下等で焼結や溶融したインゴットを作成した後、粉砕することによって調製することができる。またシリカ、窒化ケイ素および３ａ族酸化物とジルコニアを少なくとも含んでなる混合粉末をスラリー化し、当該混合スラリーをスプレードライ法で顆粒を作成した後、顆粒を焼結する等の方法で得ることも出来る。上述した各方法において、必要に応じてアクリル系等のバインダーを添加しても良い。
【００３３】
溶射に用いる原料粉末の粒径に限定はないが、平均粒径（２次粒径）で１０〜１００μｍであることが好ましい。平均粒径１０μｍ未満では原料粉末自身に十分な流動性がないため溶射フレーム中に原料を均一に供給することが難しい場合がある。また、平均粒径が１００μｍを超えると、溶射粒子の溶融が不均一となり、得られる溶射膜の基材に対する密着性が悪くなりやすい場合がある。
【００３４】
本発明では溶射被膜の形成の際、基材表面の温度をあらかじめ予熱して溶射することが好ましい。基材表面をあらかじめ予熱することは、溶射の際に、熱ショックによる基材の割れ防止、並びに密着性の高い耐蝕性部材を得るために有効である。予熱温度は用いる基材の種類によっても異なるが、例えば石英ガラス基材の場合１００〜８００℃、アルミニウム基材の場合５０〜５００℃、樹脂基材の場合５０〜２００℃の範囲が好ましい。
【００３５】
予熱温度を上げすぎると溶射膜中の窒素が分解してしまうため好ましくない。予熱は、基材を外部ヒーターで加熱する、或いは原料を供給せずに溶射フレームを基材に照射すること等で行えば良い。予熱温度は、基材の裏面からの熱電対による測定、或いは非接触の放射温度計等で測定できる。
【００３６】
本発明の耐蝕性部材の製造時、大気圧下における不活性ガスあるいは還元性ガスを用いたプラズマ溶射の場合、基材温度としては、１００〜８００℃が好ましいが、基板の種類にもよるが、ガラスやセラミックスの場合では、５０〜８００℃が好ましい。基材温度が５０℃より低いと溶射材が基材に付着時に冷却がされてしまい、基板上の溶射膜の膜質が悪くなる場合があり、基材温度が８００℃よりも高いと、溶射材である窒化物の分解によって窒素の消失が発生し、耐蝕性が低下する場合がある。また、樹脂基材の場合、樹脂の種類にもよるが、基材温度としては５０〜３００℃が好ましい。
【００３７】
本発明の耐蝕性部材は、成膜装置又はプラズマ処理装置の容器や部品等に用いることが出来る。耐蝕性部材の使用方法としては、これらの装置の中で腐食性ガスやプラズマに接触する部位に用いることができ、より具体的にはリング状部材やベルジャーとして用いることが挙げられる。
【００３８】
ここでいう成膜装置とは、例えばＣＶＤ装置やＰＶＤ（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）装置等である。これらの装置の反応管やベルジャー等は、使用後の洗浄にフッ素系ガスによる洗浄を行なわれており、当該洗浄による腐食やそれに起因するパーティクル発生が問題であったが、本発明の耐蝕性部材を用いればそれらの問題が解決される。
【００３９】
またここでいうプラズマ処理装置とは、例えばプラズマエッチング装置、プラズマクリーニング装置であり、装置内に設置した製品にプラズマを照射し、製品の表面を剥離、あるいは清浄化する装置をさす。これら装置のリング状フォーカスリング又はベルジャー等でもフッ素系プラズマによってエッチングが行なわれるため、装置内の部品で腐食性ガスやプラズマと接触する部位では、パーティクルの発生が問題であった。この場合も同様に、本発明の耐蝕性部材を用いれば腐食されにくく、パーティクルの発生が少ない。
【発明の効果】
【００４０】
本発明の耐蝕性部材は、ＣＶＤ装置、プラズマ処理装置等の腐食性ガス、プラズマを用いる装置に使用した際、耐蝕性が高く、パーティクル発生が少ないため、製品への汚染がなく、高い製品留まりで連続運転が可能である。
【実施例】
【００４１】
本発明を実施例に基づき詳細に説明するが本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
実施例
実施例−１）
１）溶射基材の調製
ブラストにより表面粗さＲａを５μｍとした石英ガラスに対し、２４％フッ酸で１時間処理して表面粗さＲａを１０μｍとした石英ガラス基材を調製した。
【００４２】
２）溶射用原料粉末の調製
窒化ケイ素、シリカおよび表１に示す３ａ族元素の酸化物、ジルコニアまたはチタニアを表１の組成になるように調製し、それら粉末にバインダーを混合した後、スプレードライにより、平均粒径５０μｍの造粒粉末を得た。この造粒粉末について、５００℃２時間の脱脂後、１２００℃２時間の焼結を行い、平均粒径５０μｍの焼結粉末を得た。
【００４３】
３）溶射膜の形成
１）で調製した基材を用い、常圧にて、図１に示すプラズマ溶射装置を用いて、プラズマガスとして窒素４０ＳＬＭと水素１２ＳＬＭとを流し、溶射距離を６０ｍｍとし、溶射ガンを４００ｍｍ／秒の速度で移動させながら、３０ｋＷのパワーでプラズマを生成し、原料粉末を供給することなく、基材の予熱を行った。
【００４４】
次に２）で調製した溶射用原料粉末を供給量７ｇ／分とし、速度を４００ｍｍ／秒、ピッチ４ｍｍ、溶射距離６０ｍｍで溶射ガンを移動させながら１５回溶射し、溶射膜を形成した。
【００４５】
４）性能評価
３）で得られた各種組成の溶射膜に対し、接触式表面粗さ計による表面粗さＲａの測定、Ｘ線回折法による構成相の確認、断面のＳＥＭ観察による気孔率の測定、削り取った溶射膜を炉によって分解した後に発生する窒素ガスについての熱伝導率測定による窒素含有量の測定、フッ素系ガスを含むプラズマに曝した時のエッチング速度とパーティクル量の測定試験、１０％フッ化水素酸に１時間浸漬することによる溶射膜の剥離性の評価を行った。
【００４６】
エッチング条件は、反応処理室内の圧力１ｔｏｒｒ、反応ガスにＣＦ４ガスを用い、電極板間に３００Ｗの高周波電力を印加することによりプラズマを発生させた。エッチングを行う溶射膜の表面は、研磨によってＲａを０．１μｍ以下とした。エッチング厚みは段差測定法を用いて測定し、パーティクル発生はエッチング時に試験サンプル隣に置いた石英ガラスの表面観察によって行なった。表面粗さＲａ、構成相、気孔率、窒素含有量、エッチング速度とパーティクル量については結果を表１に示した。いずれの耐蝕性部材も緻密でエッチングレートは０．１μｍ／ｈｒ以下と小さく、耐食性に優れ、パーティクルの発生が少なかった。また、いずれの溶射膜もフッ化水素酸による浸漬によっても膜が剥がれることなく密着性を確保していた。
実施例−２）
５）溶射用原料粉末の調製
表２に示す３ａ族元素の酸化物、ジルコニア、チタニアおよびホウ酸からなる群より選ばれる化合物とシリカおよび窒化珪素とを表２の組成になるように調製し、それら粉末にバインダーを混合した後、スプレードライにより、平均粒径５０μｍの造粒粉末を得た。この造粒粉末について、５００℃２時間の脱脂後、１２００℃２時間の焼結を行い、平均粒径５０μｍの焼結粉末を得た。
【００４７】
また、表２に示す３ａ族元素の酸化物、ジルコニアおよびチタニアからなる群より選ばれる化合物とシリカおよび窒化ホウ素とを表１の組成になるように調製し、それら粉末にバインダーを混合した後、スプレードライにより、平均粒径５０μｍの造粒粉末を得た。この造粒粉末について、５００℃２時間の脱脂後、１２００℃２時間の焼結を行い、平均粒径５０μｍの焼結粉末を得た
６）溶射膜の形成
１）と同様な方法で調製した基材を用い、常圧にて、図１に示すプラズマ溶射装置を用いて、プラズマガスとして窒素４０ＳＬＭと水素１２ＳＬＭとを流し、溶射距離を６０ｍｍとし、溶射ガンを４００ｍｍ／秒の速度で移動させながら、３０ｋＷのパワーでプラズマを生成し、原料粉末を供給することなく、基材の予熱を行った。
【００４８】
次に５）で調製した溶射用原料粉末を供給量７ｇ／分とし、速度を４００ｍｍ／秒、ピッチ４ｍｍ、溶射距離６０ｍｍで溶射ガンを移動させながら１５回溶射し、溶射膜を形成した。
【００４９】
７）性能評価
６）で得られた各種組成の溶射膜に対し、4）と同様の測定方法にて接触式表面粗さ計による表面粗さＲａの測定、Ｘ線回折法による構成相の確認、断面のＳＥＭ観察による気孔率の測定、削り取った溶射膜を炉によって分解した後に発生する窒素ガスについての熱伝導率測定による窒素含有量の測定、フッ素系ガスを含むプラズマに曝した時のエッチング速度とパーティクル量の測定試験、１０％フッ化水素酸に１時間浸漬することによる溶射膜の剥離性の評価を行った。
【００５０】
表面粗さＲａ、構成相、気孔率、窒素含有量、エッチング速度とパーティクル量については結果を表２に示した。いずれの耐蝕性部材も緻密でエッチングレートは０．１μｍ／ｈｒ以下と小さく、耐食性に優れ、パーティクルの発生が少なかった。また、いずれの溶射膜もフッ化水素酸による浸漬によっても膜が剥がれることなく密着性を確保していた。
【００５１】
比較例
比較例−１）
表１に比較例として示す組成の溶射用原料粉末から、１）〜３）と同様な方法で溶射膜
を形成し、４）と同様にして性能評価を行った。
【００５２】
比較例１０１の部材では、構成相はガラスであることを確認したが、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して大きく、耐蝕性が不良であった。また、気孔率とエッチング後Ｒａが大きくなっており、長時間のエッチングではパーティクルが発生する。
【００５３】
比較例１０２および１０３のアルミナ焼結体およびアルミナ溶射膜では、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して大きく、実施例の耐蝕性部材に比べてパーティクルの発生が多かった。また、アルミナ溶射膜はフッ化水素酸による侵蝕試験では、基材と溶射膜の間に隙間が観察された。耐蝕性部材のない比較例１０４の石英ガラス基材は、エッチング速度が６μｍ／ｈｒと大きく、耐触性が不良であった。
比較例―２）
表２に比較例として示す組成の溶射用原料粉末から、１）、５）および６）と同様な方法で溶射膜を形成し、４）と同様にして性能評価を行った。比較例２０１、比較例２０２を用意した。
【００５４】
市販の酸化イットリウム粉末を用いた比較例２０１の部材では、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して高く、また、パーティクルが多く発生した。市販の溶射用部分安定化ジルコニア粉末を用いた比較例２０２の部材では、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して高く、また、パーティクルが多く発生した。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】プラズマ溶射装置の一例を示す図である。
【符号の説明】
【００５８】
１０：カソード
１１：アノード
１２：プラズマガス
１３：溶射粉末（供給口）
１４：溶射距離
１５：基材
１６：溶射膜
１７：電源
【技術分野】
【０００１】
本発明は、半導体等の製造におけるＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）装置、プラズマ処理装置（プラズマエッチング装置）等に用いる部材であり、特に腐食性ガス又はプラズマに対する耐蝕性が高い溶射膜からなる耐蝕性部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
半導体等の製造工程におけるプラズマエッチングや、ＣＶＤ装置のクリーニング用途には腐食性ガスが多用されている。これら腐食性ガスにはフッ素系、塩素系ガス等が用いられている。フッ素系ガスではＣＦ４、Ｃ２Ｆ６、Ｃ３Ｆ８、ＣＨＦ３／ＣＦ４、ＳＦ６等が用いられており（例えば、特許文献1参照）、塩素系ガスでは、Ｃｌ２、ＢＣｌ３、ＣＣｌ４等が用いられている（例えば、非特許文献1参照）。さらにＨＦ、Ｆ２、ＮＦ３を用いることも提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
【０００３】
このような腐食性ガスを用いる装置の容器、内壁、部品等、上記ガス或いは上記ガスを含むプラズマに接触する部分には、石英、アルミナ、窒化アルミニウム等のセラミックス又はアルミニウム、ステンレス等の金属が使用されている。しかし、これら部材は、短時間に消耗することや、装置内のパーティクル発生の原因となるという問題があった。
【０００４】
例えば、石英の部材はフッ素ガスと反応してＳｉＦ４を生成して昇華して消耗する。またアルミナ、窒化アルミニウム等のセラミックス部材では、アルミニウムのフッ化物ＡｌＦ３は昇華し難いが、物理的なスパッタ等による消耗が発生し、同時にプラズマ等の部材の粒界や気孔において選択的に腐蝕が進行し、結晶粒子脱落によりパーティクルが発生する。
【０００５】
この様な問題を解決する方法として、マグネシア、シリカを含むアルミナセラミックスの表面開気孔率を０．３％以下とした焼結体が提案されている（例えば特許文献４参照）。しかし、この様な焼結体でも焼結粒子の結晶粒界での腐食および当該結晶粒子の脱落によるパーティクル発生は避けられず、また、腐蝕の速度も石英等と比較すると優れてものの、更なる耐蝕性が求められている。
【０００６】
結晶粒界を無くしてパーティクルの発生を押さえると同時に窒素を導入することで耐蝕性を向上させる方法として、Ｓｉ−Ａｌ−Ｏ−Ｎ元素で構成されたガラスが提案されている（例えば、特許文献５参照）。しかし、これらの耐蝕性ガラスを製造するために還元雰囲気又は不活性雰囲気中が必要であるため、装置が大規模になり、結果的に耐蝕性部材が高価になる傾向があった。また、この組成では、耐蝕性も必ずしも十分ではなかった。
【０００７】
一方、基材を保護するために基材表面に溶射膜を形成する技術が知られており、上述の耐蝕性のガラスを基材の上に溶射・被覆することが考えられる。しかし、従来の溶射技術では、緻密質な窒素含有溶射膜形成が困難であり、従来の溶射による保護膜の形成は主に金属或いは酸化物セラミックスを用いるものであった。
【０００８】
窒素を含有する溶射膜作製の先行技術としては、例えば、Ｓｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３にＡｌＮ、ＳｉＯ２、ＭｇＯの混合粉体を爆発溶射にて溶射してアモルファス層とＹＡＧ層を形成する技術（例えば、非特許文献２参照）やＳｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２の混合粉末を熱処理して得たβサイアロンおよびχサイアロン粉末の爆発溶射による窒化珪素溶射膜を形成したものや、Ｓｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３の混合粉体について、プラズマ溶射によるα窒化珪素を形成したものが報告されている。しかし、これらの溶射膜は溶射粉末の融点が高いため、溶射粉末がよく溶けずに基板に付着することで、溶射膜個々の粒子同士の結合が弱く、気孔が多くなってしまい、密度が低く、プラズマエッチング時に溶射膜の粒界や気孔において選択的に腐蝕が進行し、結晶粒子脱落によるパーティクルが発生しやすい傾向にあった。また、溶射膜の腐蝕性ガス、プラズマに対する耐蝕性も充分ではなかった。さらに、爆発溶射に用いる装置は高価であり、溶射膜の堆積効率が悪く、爆発時の風圧でアルミニウムなど金属基板が変形してしまうこともあった。
【０００９】
すなわち、従来、一般的な溶射法を用いた窒素含有の緻密質で個々の粒子同士が良く結合し、さらに非常に高い耐蝕性を備えた溶射膜を作製する技術は更なる改善が求められており、プラズマエッチング時に結晶粒子脱落によるパーティクルが発生せず、腐食性ガス又はプラズマに対して良好な耐蝕性を有する耐蝕性部材が望まれていた。
【００１０】
【特許文献１】特開２０００−２２３４３０号公報
【特許文献２】特開２０００−２４８３６３号公報
【特許文献３】特開平５−９０１８０号公報
【特許文献４】特開平１１−２７８９１９号公報
【特許文献５】特開平１１−２２８１７２号公報
【非特許文献１】Ｌ．Ｐｅｔｅｒｓ，“Ｐｌａｓｍａ Ｅｔｃｈ Ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ：Ｔｈｅ ｕｎｔｏｌｄ Ｓｔｏｒｙ”，Ｓｅｍｉｃ．Ｉｎｔｌ．，１５（６)，６６（１９９２）
【非特許文献２】Ｒ．Ｂ．Ｈｅｉｍａｎｎ、Ｓ．Ｔｈｉｅｌｅ、Ｌ．Ｍ．Ｂｅｒｇｅｒ、Ｍ．Ｈｅｒｒｍａｎｎ、Ｍ．Ｎｅｂｅｌｕｎｇ、Ｂ．Ｗｉｅｌａｇｅ、Ｔ．Ｍ．Ｓｃｈｎｉｃｋ、Ｐ．Ｖｕｏｒｉｓｔｏ，“Ｔｈｅｒｍａｌｌｙ Ｓｐｒａｙｅｄ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｎｉｔｒｉｄｅ−Ｂａｓｅｄ Ｃｏａｔｉｎｇｓ ｏｎ Ｓｔｅｅｌ ｆｏｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｉｎ Ｓｅｖｅｒｅ Ｏｐｅｒａｔｉｏｎ Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ：Ｐｒｅｌｉｍｉｎａｒｙ Ｒｅｓｕｌｔｓ”Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｖｏｌ．２６，３８９（１９９８）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
以上説明した様に、半導体製造プロセスにおいて腐食性ガスやプラズマを用いる工程では、部材の腐蝕によるパーティクル発生、それに伴う製品汚染、歩留まり低下等の問題があった。さらに、部材の低い耐蝕性による部材の寿命の低下という問題もあった。この様な問題を抑制するＳｉ−Ａｌ−Ｏ−Ｎ元素で構成されたガラス質の耐蝕性部材が提案されているが、耐蝕性は必ずしも十分ではなかった。一方、Ｓｉ３Ｎ４−Ａｌ２Ｏ３−Ｙ２Ｏ３系での溶射は可能であるが、溶射膜の密度が低く、パーティクルの問題を解決する必要があった。
【００１２】
本発明の目的は、耐蝕性が高く、パーティクルが少なく、製造が容易で窒素を含有したガラス質溶射膜からなる耐蝕性部材を与えるものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上述のような現状に鑑み、鋭意検討を行った結果、Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された材料が溶射に適しており、基材にこの材料を溶射することで粒子同士の結合が良く、緻密な溶射膜ができ、その結果、部材の耐蝕性が著しく向上し、パーティクルの発生も少ないことを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
【００１４】
以下、本発明の耐蝕性部材について詳細に説明する。
（第１発明）
本発明のうち、第１の発明は、基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜であることを特徴とする耐蝕性部材である。本発明でいう３ａ族元素とは元素周期律表３ａ族元素であり、具体的には、Ｓｃ、Ｙとランタノイド元素のことである。３ａ族、Ｚｒ、Ｔｉ元素を含む材料は、腐蝕性ガス或いはそのプラズマとの反応性が低く、仮に腐食性ガス中のフッ素と反応が生じたとしてもその反応生成物は高沸点化合物であり、プラズマや腐蝕性ガスによるエッチングを抑制する効果がある。
【００１５】
第１発明の耐蝕性部材中の３ａ族元素の濃度としては、Ｚｒおよび／又はＴｉを用いる場合、１０ａｔ％以上７８ａｔ％以下、Ｓｉ元素の濃度としては２０ａｔ％以上８８％ａｔ以下、Ｚｒおよび／又はＴｉ元素の濃度としては２ａｔ％以上７０ａｔ％以下の組成範囲が好ましい。また、耐蝕性部材中の窒素の濃度は、０．０１〜１５ｗｔ％の範囲であることが好ましい。
【００１６】
また、Ｂを用いる場合、Ｂ：Ｓｉの原子数比率が５：９５から７０：３０の範囲、Ｏ：Ｎの原子数比率が９９．９：０．１から６０：４０の範囲であり、（Ｂ＋Ｓｉ）：３ａ族元素の原子数比率が８５：１５から４０：６０であることが好ましい。この場合、３ａ族元素を酸化物として導入した場合には、酸化物に含まれている酸素を含めないこととする。
【００１７】
また、本発明の耐蝕性部材は、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜の主成分がガラスであることを特徴とするものである。Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相は耐蝕性に優れると同時に、ガラスであるため結晶粒界が無く、腐蝕性ガスや腐食性ガスを含むプラズマによるエッチング時に結晶粒界での腐蝕による当該結晶粒子の脱落によるパーティクル発生が抑制される。このガラス相は、Ｎが添加されることでガラス化が促進され、さらに、耐蝕性が増す。
【００１８】
さらに、本発明の耐蝕性部材は、少なくともＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相とＺｒおよび／又はＴｉを含む結晶相とで構成される溶射膜である。Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相の特徴は前述の通りであるが、この組成が共晶組成となることで、溶射粉末の融点が低くなり、堆積する溶射膜が緻密となる。また、Ｚｒおよび／又はＴｉを含む結晶相中のＺｒ、Ｔｉは、腐蝕性ガスや腐蝕性ガスを含むプラズマとの反応物の沸点が高いことから耐蝕性に優れている。
【００１９】
この共晶系としては、Ｚｒを含む結晶相が３ａ族酸化物を固溶した立方晶酸化ジルコニウムである溶射膜が挙げられる。３ａ族酸化物を固溶した立方晶酸化ジルコニウム結晶相中の３ａ族元素、Ｚｒおよび／又はＴｉと腐蝕性ガスや腐蝕性ガスを含むプラズマとの反応生成物は高沸点を有し、ガス化しないために耐蝕性に優れるのである。３ａ族を固溶した立方晶酸化ジルコニウムの溶射膜としては、例えば、酸化イットリウムを固溶した立方晶酸化ジルコニウムを挙げることができる。
【００２０】
また、Ｂを含む結晶相としては、窒化ホウ素が挙げられる。この窒化ホウ素と少なくともＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相が共晶組成であることで、溶射粉末の融点が低くなり、堆積する溶射膜が緻密となる。
【００２１】
本発明で用いる基材は特に限定はないが、石英ガラスなどの耐熱ガラスやアルミニウム、ステンレス等の金属、アルミナ、ムライト等のセラミックス、ポリイミド、ポリカーボネートなどの樹脂が挙げられる。
【００２２】
用いる基材の表面は、表面粗さＲａが１〜５０μｍであることが好ましい。その中でも、溶射膜と基材との良好な密着性を保つためには１〜１５μｍであることが特に好ましい。表面粗さＲａが１μｍ未満では、基材と溶射膜が剥離し易い場合があり、基材の上に耐蝕性ガラス溶射膜を均一に被覆することが難しい場合がある。一方、表面粗さＲａが５０μｍを超えると、溶射膜の表面を平滑にすることが難しく、プラズマや腐蝕性ガスによるエッチングを抑制することが難しい場合がある。基材表面の表面粗さＲａを１〜５０μｍとする方法としては、その様な表面粗さの溶射膜を基材に予め溶射する方法、基材自身をブラスト処理する方法又はブラスト処理とフッ酸等による化学的エッチングを併せて施す方法等を例示できる。
【００２３】
本発明の耐蝕性部材の溶射膜厚に限定はないが、０．０１〜３ｍｍ、特に０．０１〜０．５ｍｍであることが好ましい。耐蝕性部材の溶射膜厚が３ｍｍを超えて厚くなると、基材との熱膨張率の差によって溶射膜のひび割れ、剥離が発生し易い場合があり、一方、０．０１ｍｍ未満では保護膜として不十分である場合がある。耐蝕性部材の溶射膜厚は、部材の断面を顕微鏡で観察するか、部材の断面をＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）による構成元素の組成分析を行うこと等で確認することができる。
【００２４】
本発明の耐蝕性部材の溶射膜の表面粗さＲａは０．０１〜１０μｍ、特に８μｍ以下であることが好ましい。溶射膜の表面平滑性が悪く荒れたものであると、溶射膜表面に形成された突起形状の特にエッジの部分がプラズマ或いは腐食性ガスによって選択的にエッチングされ、パーティクルが発生し易い。
【００２５】
表面の粗さが粗いと、パーティクルが発生しやすくなるが、この評価方法としては、溶射膜の表面を研磨し、研磨面をプラズマエッチングした上で、プラズマエッチング前後の表面粗さＲａを測定することで評価できる。プラズマエッチング前後のＲａの差が大きいとエッチングによって表面が荒れるためパーティクルが多く発生することが予想される。
（第２発明）
次に、第２の発明として、第１の発明の耐蝕性部材の製造方法を説明する。
【００２６】
本発明の耐蝕性部材は、溶射によって耐蝕性溶射膜を形成することによって製造できる。
【００２７】
本発明で用いる溶射法はプラズマ溶射であることが好ましい。図１に一般的なプラズマ溶射装置を示す。プラズマ溶射装置はアノード１１とカソード１０との間に流れたプラズマガス１２がアーク放電にすることによって形成されるプラズマジェットを熱源として、溶射粉末１３を溶融し、溶融した溶射粉末はプラズマガスの流速で基材１５にぶつかり堆積するものである。
【００２８】
プラズマ溶射装置では、プラズマガスとして、Ｎ２、Ａｒ等不活性ガスもしくはＨ２等還元性ガス又はこれらの混合ガスを用いることができる。窒素含有物質の溶射では、プラズマガスに酸素が含有すると溶射中に分解してしまい、溶射膜から窒素が消失することで耐蝕性が低下するため、プラズマガスとして不活性ガス、還元性ガスを用いることが出来るプラズマ溶射法が好ましい。その溶射ガス流量として、５０ＳＬＭ（Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｌｉｔｔｅｒ ｐｅｒ Ｍｉｎｕｔｓ）以上とすることが好ましい。溶射膜中の窒素の含有量については、溶射膜表面に蛍光Ｘ線分析やＥＰＭＡ分析を行うことや、少量削り取った溶射膜を加熱分解した後に発生する窒素ガスについて熱伝導率測定を行うことで測定する窒素分析装置を用いることで分析する。
【００２９】
また、プラズマ溶射法の他に一般的な溶射法としてフレーム溶射や高速フレーム溶射によっても本発明の溶射膜を製造することも可能である。この場合、通常のフレーム溶射条件で作成することもできるが、酸素等に対して燃料を過剰とした還元雰囲気のフレームで溶射することが好ましい。
【００３０】
本発明の溶射において、溶射フレームを基材に溶射する際の投入する溶射パワーは用いる装置によっても異なるが、例えば図１に示すようなプラズマ溶射装置の場合、溶射パワーを２０ｋＷ以上とするような条件が例示できる。
【００３１】
本発明の耐蝕性部材の製造時、常圧下での溶射ガン先端と基板との間の距離である溶射距離は、４０〜１５０ｍｍが好ましい。溶射距離が１５０ｍｍをこえると基板に溶射材が付着するまでに冷却されてしまい、基板上に溶射膜が堆積されない場合があり、溶射距離が４０ｍｍより短いと基材、溶射膜両方の温度が上昇してしまい、溶射材である窒化物の分解によって窒素の消失が発生し、耐蝕性が低下する場合がある。
【００３２】
本発明で用いる溶射原料は、Ｓｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素とＢ、ＺｒおよびＴｉ元素からなる群より選ばれる少なくとも１つを含む組成の原料であり、粉末形状の原料を用いることが好ましい。このような原料としては、ジルコニアを例にすると、シリカ、窒化ケイ素および３ａ族酸化物とジルコニアとから少なくともなる粉末顆粒の混合物や、シリカ、窒化ケイ素および３ａ族酸化物とジルコニアとから少なくともなる粉末を所定の割合で混合し、加圧若しくは常圧の還元雰囲気下等で焼結や溶融したインゴットを作成した後、粉砕することによって調製することができる。またシリカ、窒化ケイ素および３ａ族酸化物とジルコニアを少なくとも含んでなる混合粉末をスラリー化し、当該混合スラリーをスプレードライ法で顆粒を作成した後、顆粒を焼結する等の方法で得ることも出来る。上述した各方法において、必要に応じてアクリル系等のバインダーを添加しても良い。
【００３３】
溶射に用いる原料粉末の粒径に限定はないが、平均粒径（２次粒径）で１０〜１００μｍであることが好ましい。平均粒径１０μｍ未満では原料粉末自身に十分な流動性がないため溶射フレーム中に原料を均一に供給することが難しい場合がある。また、平均粒径が１００μｍを超えると、溶射粒子の溶融が不均一となり、得られる溶射膜の基材に対する密着性が悪くなりやすい場合がある。
【００３４】
本発明では溶射被膜の形成の際、基材表面の温度をあらかじめ予熱して溶射することが好ましい。基材表面をあらかじめ予熱することは、溶射の際に、熱ショックによる基材の割れ防止、並びに密着性の高い耐蝕性部材を得るために有効である。予熱温度は用いる基材の種類によっても異なるが、例えば石英ガラス基材の場合１００〜８００℃、アルミニウム基材の場合５０〜５００℃、樹脂基材の場合５０〜２００℃の範囲が好ましい。
【００３５】
予熱温度を上げすぎると溶射膜中の窒素が分解してしまうため好ましくない。予熱は、基材を外部ヒーターで加熱する、或いは原料を供給せずに溶射フレームを基材に照射すること等で行えば良い。予熱温度は、基材の裏面からの熱電対による測定、或いは非接触の放射温度計等で測定できる。
【００３６】
本発明の耐蝕性部材の製造時、大気圧下における不活性ガスあるいは還元性ガスを用いたプラズマ溶射の場合、基材温度としては、１００〜８００℃が好ましいが、基板の種類にもよるが、ガラスやセラミックスの場合では、５０〜８００℃が好ましい。基材温度が５０℃より低いと溶射材が基材に付着時に冷却がされてしまい、基板上の溶射膜の膜質が悪くなる場合があり、基材温度が８００℃よりも高いと、溶射材である窒化物の分解によって窒素の消失が発生し、耐蝕性が低下する場合がある。また、樹脂基材の場合、樹脂の種類にもよるが、基材温度としては５０〜３００℃が好ましい。
【００３７】
本発明の耐蝕性部材は、成膜装置又はプラズマ処理装置の容器や部品等に用いることが出来る。耐蝕性部材の使用方法としては、これらの装置の中で腐食性ガスやプラズマに接触する部位に用いることができ、より具体的にはリング状部材やベルジャーとして用いることが挙げられる。
【００３８】
ここでいう成膜装置とは、例えばＣＶＤ装置やＰＶＤ（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）装置等である。これらの装置の反応管やベルジャー等は、使用後の洗浄にフッ素系ガスによる洗浄を行なわれており、当該洗浄による腐食やそれに起因するパーティクル発生が問題であったが、本発明の耐蝕性部材を用いればそれらの問題が解決される。
【００３９】
またここでいうプラズマ処理装置とは、例えばプラズマエッチング装置、プラズマクリーニング装置であり、装置内に設置した製品にプラズマを照射し、製品の表面を剥離、あるいは清浄化する装置をさす。これら装置のリング状フォーカスリング又はベルジャー等でもフッ素系プラズマによってエッチングが行なわれるため、装置内の部品で腐食性ガスやプラズマと接触する部位では、パーティクルの発生が問題であった。この場合も同様に、本発明の耐蝕性部材を用いれば腐食されにくく、パーティクルの発生が少ない。
【発明の効果】
【００４０】
本発明の耐蝕性部材は、ＣＶＤ装置、プラズマ処理装置等の腐食性ガス、プラズマを用いる装置に使用した際、耐蝕性が高く、パーティクル発生が少ないため、製品への汚染がなく、高い製品留まりで連続運転が可能である。
【実施例】
【００４１】
本発明を実施例に基づき詳細に説明するが本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
実施例
実施例−１）
１）溶射基材の調製
ブラストにより表面粗さＲａを５μｍとした石英ガラスに対し、２４％フッ酸で１時間処理して表面粗さＲａを１０μｍとした石英ガラス基材を調製した。
【００４２】
２）溶射用原料粉末の調製
窒化ケイ素、シリカおよび表１に示す３ａ族元素の酸化物、ジルコニアまたはチタニアを表１の組成になるように調製し、それら粉末にバインダーを混合した後、スプレードライにより、平均粒径５０μｍの造粒粉末を得た。この造粒粉末について、５００℃２時間の脱脂後、１２００℃２時間の焼結を行い、平均粒径５０μｍの焼結粉末を得た。
【００４３】
３）溶射膜の形成
１）で調製した基材を用い、常圧にて、図１に示すプラズマ溶射装置を用いて、プラズマガスとして窒素４０ＳＬＭと水素１２ＳＬＭとを流し、溶射距離を６０ｍｍとし、溶射ガンを４００ｍｍ／秒の速度で移動させながら、３０ｋＷのパワーでプラズマを生成し、原料粉末を供給することなく、基材の予熱を行った。
【００４４】
次に２）で調製した溶射用原料粉末を供給量７ｇ／分とし、速度を４００ｍｍ／秒、ピッチ４ｍｍ、溶射距離６０ｍｍで溶射ガンを移動させながら１５回溶射し、溶射膜を形成した。
【００４５】
４）性能評価
３）で得られた各種組成の溶射膜に対し、接触式表面粗さ計による表面粗さＲａの測定、Ｘ線回折法による構成相の確認、断面のＳＥＭ観察による気孔率の測定、削り取った溶射膜を炉によって分解した後に発生する窒素ガスについての熱伝導率測定による窒素含有量の測定、フッ素系ガスを含むプラズマに曝した時のエッチング速度とパーティクル量の測定試験、１０％フッ化水素酸に１時間浸漬することによる溶射膜の剥離性の評価を行った。
【００４６】
エッチング条件は、反応処理室内の圧力１ｔｏｒｒ、反応ガスにＣＦ４ガスを用い、電極板間に３００Ｗの高周波電力を印加することによりプラズマを発生させた。エッチングを行う溶射膜の表面は、研磨によってＲａを０．１μｍ以下とした。エッチング厚みは段差測定法を用いて測定し、パーティクル発生はエッチング時に試験サンプル隣に置いた石英ガラスの表面観察によって行なった。表面粗さＲａ、構成相、気孔率、窒素含有量、エッチング速度とパーティクル量については結果を表１に示した。いずれの耐蝕性部材も緻密でエッチングレートは０．１μｍ／ｈｒ以下と小さく、耐食性に優れ、パーティクルの発生が少なかった。また、いずれの溶射膜もフッ化水素酸による浸漬によっても膜が剥がれることなく密着性を確保していた。
実施例−２）
５）溶射用原料粉末の調製
表２に示す３ａ族元素の酸化物、ジルコニア、チタニアおよびホウ酸からなる群より選ばれる化合物とシリカおよび窒化珪素とを表２の組成になるように調製し、それら粉末にバインダーを混合した後、スプレードライにより、平均粒径５０μｍの造粒粉末を得た。この造粒粉末について、５００℃２時間の脱脂後、１２００℃２時間の焼結を行い、平均粒径５０μｍの焼結粉末を得た。
【００４７】
また、表２に示す３ａ族元素の酸化物、ジルコニアおよびチタニアからなる群より選ばれる化合物とシリカおよび窒化ホウ素とを表１の組成になるように調製し、それら粉末にバインダーを混合した後、スプレードライにより、平均粒径５０μｍの造粒粉末を得た。この造粒粉末について、５００℃２時間の脱脂後、１２００℃２時間の焼結を行い、平均粒径５０μｍの焼結粉末を得た
６）溶射膜の形成
１）と同様な方法で調製した基材を用い、常圧にて、図１に示すプラズマ溶射装置を用いて、プラズマガスとして窒素４０ＳＬＭと水素１２ＳＬＭとを流し、溶射距離を６０ｍｍとし、溶射ガンを４００ｍｍ／秒の速度で移動させながら、３０ｋＷのパワーでプラズマを生成し、原料粉末を供給することなく、基材の予熱を行った。
【００４８】
次に５）で調製した溶射用原料粉末を供給量７ｇ／分とし、速度を４００ｍｍ／秒、ピッチ４ｍｍ、溶射距離６０ｍｍで溶射ガンを移動させながら１５回溶射し、溶射膜を形成した。
【００４９】
７）性能評価
６）で得られた各種組成の溶射膜に対し、4）と同様の測定方法にて接触式表面粗さ計による表面粗さＲａの測定、Ｘ線回折法による構成相の確認、断面のＳＥＭ観察による気孔率の測定、削り取った溶射膜を炉によって分解した後に発生する窒素ガスについての熱伝導率測定による窒素含有量の測定、フッ素系ガスを含むプラズマに曝した時のエッチング速度とパーティクル量の測定試験、１０％フッ化水素酸に１時間浸漬することによる溶射膜の剥離性の評価を行った。
【００５０】
表面粗さＲａ、構成相、気孔率、窒素含有量、エッチング速度とパーティクル量については結果を表２に示した。いずれの耐蝕性部材も緻密でエッチングレートは０．１μｍ／ｈｒ以下と小さく、耐食性に優れ、パーティクルの発生が少なかった。また、いずれの溶射膜もフッ化水素酸による浸漬によっても膜が剥がれることなく密着性を確保していた。
【００５１】
比較例
比較例−１）
表１に比較例として示す組成の溶射用原料粉末から、１）〜３）と同様な方法で溶射膜
を形成し、４）と同様にして性能評価を行った。
【００５２】
比較例１０１の部材では、構成相はガラスであることを確認したが、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して大きく、耐蝕性が不良であった。また、気孔率とエッチング後Ｒａが大きくなっており、長時間のエッチングではパーティクルが発生する。
【００５３】
比較例１０２および１０３のアルミナ焼結体およびアルミナ溶射膜では、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して大きく、実施例の耐蝕性部材に比べてパーティクルの発生が多かった。また、アルミナ溶射膜はフッ化水素酸による侵蝕試験では、基材と溶射膜の間に隙間が観察された。耐蝕性部材のない比較例１０４の石英ガラス基材は、エッチング速度が６μｍ／ｈｒと大きく、耐触性が不良であった。
比較例―２）
表２に比較例として示す組成の溶射用原料粉末から、１）、５）および６）と同様な方法で溶射膜を形成し、４）と同様にして性能評価を行った。比較例２０１、比較例２０２を用意した。
【００５４】
市販の酸化イットリウム粉末を用いた比較例２０１の部材では、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して高く、また、パーティクルが多く発生した。市販の溶射用部分安定化ジルコニア粉末を用いた比較例２０２の部材では、エッチング速度が本発明の耐蝕性部材と比較して高く、また、パーティクルが多く発生した。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】プラズマ溶射装置の一例を示す図である。
【符号の説明】
【００５８】
１０：カソード
１１：アノード
１２：プラズマガス
１３：溶射粉末（供給口）
１４：溶射距離
１５：基材
１６：溶射膜
１７：電源
【特許請求の範囲】
【請求項１】
基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜であることを特徴とする耐蝕性部材。
【請求項２】
溶射膜の主成分がガラスであることを特徴とする請求項１に記載の耐食性部材。
【請求項３】
溶射膜が少なくともＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相とＢ，ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも一つの元素を含む結晶相とで構成されることを特徴とする請求項２に記載の耐蝕性部材。
【請求項４】
溶射膜の結晶相が３ａ族酸化物を固溶した立方晶酸化ジルコニウムであることを特徴とする請求項３に記載の耐食性部材
【請求項５】
３ａ族元素の濃度が１０％以上７８％以下、Ｓｉ元素の濃度が２０％以上８８％以下、Ｚｒおよび／又はＴｉ元素の濃度が２％以上７０％以下の組成範囲であり、窒素の濃度は、０．０１〜１５ｗｔ％の範囲であること請求項３に記載の耐蝕性部材。
【請求項６】
耐蝕性部材の組成がＢ：Ｓｉの原子数比率が５：９５から７０：３０の範囲、Ｏ：Ｎの原子数比率が９９．９：０．１から６０：４０の範囲であり、Ｂ＋Ｓｉ：３ａ族元素の原子数比率が８５：１５から４０：６０である請求項３に記載の耐蝕性部材。
【請求項７】
結晶相が窒化ホウ素であることを特徴とする請求項３に記載の耐蝕性部材。
【請求項８】
不活性ガス又は不活性ガスと還元性ガスとの混合ガスを用いた大気圧プラズマ溶射を用い、溶射ガスの総流量を５０ＳＬＭ以上とすることを特徴とする、基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜を含んでなる耐蝕性部材の製造方法。
【請求項１】
基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜であることを特徴とする耐蝕性部材。
【請求項２】
溶射膜の主成分がガラスであることを特徴とする請求項１に記載の耐食性部材。
【請求項３】
溶射膜が少なくともＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族元素で構成されるガラス相とＢ，ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも一つの元素を含む結晶相とで構成されることを特徴とする請求項２に記載の耐蝕性部材。
【請求項４】
溶射膜の結晶相が３ａ族酸化物を固溶した立方晶酸化ジルコニウムであることを特徴とする請求項３に記載の耐食性部材
【請求項５】
３ａ族元素の濃度が１０％以上７８％以下、Ｓｉ元素の濃度が２０％以上８８％以下、Ｚｒおよび／又はＴｉ元素の濃度が２％以上７０％以下の組成範囲であり、窒素の濃度は、０．０１〜１５ｗｔ％の範囲であること請求項３に記載の耐蝕性部材。
【請求項６】
耐蝕性部材の組成がＢ：Ｓｉの原子数比率が５：９５から７０：３０の範囲、Ｏ：Ｎの原子数比率が９９．９：０．１から６０：４０の範囲であり、Ｂ＋Ｓｉ：３ａ族元素の原子数比率が８５：１５から４０：６０である請求項３に記載の耐蝕性部材。
【請求項７】
結晶相が窒化ホウ素であることを特徴とする請求項３に記載の耐蝕性部材。
【請求項８】
不活性ガス又は不活性ガスと還元性ガスとの混合ガスを用いた大気圧プラズマ溶射を用い、溶射ガスの総流量を５０ＳＬＭ以上とすることを特徴とする、基材とその上に形成された溶射膜からなる耐蝕性部材であって、プラズマ又は腐食性ガスに曝される部位がＳｉ、Ｏ、Ｎおよび３ａ族と、Ｂ、ＺｒおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１つの元素によって構成された溶射膜を含んでなる耐蝕性部材の製造方法。
【図１】
【公開番号】特開２００６−１２４８２５（Ｐ２００６−１２４８２５Ａ）
【公開日】平成１８年５月１８日（２００６．５．１８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−８４５０６（Ｐ２００５−８４５０６）
【出願日】平成１７年３月２３日（２００５．３．２３）
【出願人】（０００００３３００）東ソー株式会社 (1,901)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年５月１８日（２００６．５．１８）
【国際特許分類】
【出願日】平成１７年３月２３日（２００５．３．２３）
【出願人】（０００００３３００）東ソー株式会社 (1,901)
【Ｆターム（参考）】
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