CN103201235B - 静电卡盘 - Google Patents

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Abstract

静电卡盘（1A）～（1F）包括具有吸附半导体的吸附面（11a）的基座（11A）～（11F）、埋设在基座内的静电卡盘电极（4）。基座包括板状主体部（3）、面对吸附面的表面耐腐蚀层（2）。表面耐腐蚀层（2）为以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料，由以在氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相作为主相的陶瓷材料构成。

Description

静电卡盘
技术领域
本发明涉及一种吸附并处理半导体的静电卡盘装置。
背景技术
在半导体制造中使用于干法工艺和等离子体涂层等的半导体制造装置中，作为蚀刻用和清洗用，使用的是反应性高的F、Cl等的卤素系等离子体。因此，安装于这种半导体制造装置的构件要求有高耐腐蚀性，一般使用实施过氧化铝膜处理的铝或哈司特镍合金等的高耐腐蚀金属或陶瓷构件。特别是支撑固定Si晶片的静电卡盘材料和加热器材料，由于必须有高耐腐蚀和低发尘性，使用的是氮化铝、氧化铝、蓝宝石等的高耐腐蚀陶瓷构件。由于这些材料会随着长时间使用而逐渐腐蚀，引起发尘，因此要求有更高耐腐蚀性的材料。为应对这种要求，有人研究了作为材料使用比氧化铝等更耐腐蚀的氧化镁或尖晶石（MgAl2O4）及它们的复合材料（例如专利文献1：专利第3559426号公报）。
半导体装置的制造工艺中，在静电卡盘的晶片放置面上吸附保持半导体晶片，对其吸附保持的半导体晶片实施加热处理或蚀刻处理等各种处理。静电卡盘在形成有晶片放置面的圆盘状的陶瓷基体中，埋设有用于在晶片放置面上产生静电力的静电电极，根据需要埋设用于加热晶片放置面的加热器电极（也称电阻发热元件）。陶瓷基体，除了由氧化铝烧结体或氮化铝烧结体形成外，考虑到静电卡盘在与含氟的气体接触的气氛下使用，还提出了由对氟的耐腐蚀性高的材料，例如氧化钇烧结体或氧化镁烧结体形成。例如，专利文献2（特开2001-308167号公报）中提出了采用以氧化镁（MgO）为主成分的陶瓷的约翰逊—拉贝克型的静电卡盘。
另外，专利文献3（特开2009-292688号公报）、专利文献4（特开2006-80116号公报）与氧化镁相关联。
发明内容
通常，半导体制造工艺为了防止晶片的污染，将卤素系气体等腐蚀性强的气体用于装置清洗。并且，为了在晶片上均匀地进行成膜，要求晶片上的温度均匀性。
作为在半导体制造装置内保持Si晶片并进一步地进行加温的构件，如上所述那样氮化铝制的带陶瓷静电卡盘的加热器作为既有技术被广泛应用，在使用初期能够显示出了良好的晶片上的温度均匀性。然而，由于由腐蚀性气体进行的清洗，AlN被腐蚀，加热器表面的形状或粗糙度变化，由此，就有了随着使用期间的经过温度分布发生变化，温度均匀性无法保持，吸附力劣化的问题。
本发明的课题在于，在半导体处理中采用的静电卡盘中，当在卤素系腐蚀性气体及其等离子体的气氛下使用时，能够在长时间内保持良好的温度均匀性，能够防止吸附力的劣化。
本发明作为包括具有吸附半导体的吸附面的基座与埋设到该基座内的静电卡盘电极的静电卡盘，其特征在于，
基座包括板状主体部与面对吸附面的表面耐腐蚀层，表面耐腐蚀层作为以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料，由在氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相以作为主相陶瓷材料构成。
本发明的陶瓷材料以氮氧化铝镁相作为主相，与氧化铝相比，对卤素系气体等的腐蚀性强的气体的耐腐蚀性优良。当通过该陶瓷材料来形成基座的表面耐腐蚀层时，即使在腐蚀气氛下长时间使用，也不易产生由腐蚀导致的表面状态的变化，作为其结果，能够在长时间内观察到良好的晶片上温度均匀性以及吸附力。
并且，可以由与上述陶瓷材料不同的热传导性更高的材质来形成板状主体部，由此，通过促进基座的平面方向的热传导，能够更进一步地提高晶片上温度均匀性。
附图说明
图1是实验例1的XRD解析图表。
图2是实验例1的XRD解析图表的MgO-AlN固溶体波峰放大图。
图3是实验例1、5的EPMA元素分布图。
图4是实验例2、5的块体材料耐湿性、耐水性试验的微结构照片。
图5是实验例8、9的块体材料耐湿性、耐水性试验的微结构照片。
图6的（a）、（b）以及（c）分别是示意地示出本发明的实施方式所涉及的静电卡盘1A、1B、1C的剖面图。
图7的（a）、（b）以及（c）分别是示意地示出本发明的实施方式所涉及的静电卡盘1D、1E、1F的剖面图。图7（d）是示意地示出在本发明的实施方式所涉及的静电卡盘的背面接合了冷却板的1G的剖面图。
图8是示意地示出本发明的实施方式所涉及的静电卡盘的剖面图。
图9的（a）、（b）、（c）、（d）是用于说明静电卡盘的优选的制造工艺的图。
具体实施方式
以下，说明本发明所采用的新陶瓷材料，然后说明静电卡盘的构成。
[陶瓷材料]
本发明的陶瓷材料为以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料，以在氧化镁中固溶了铝、氮成分的MgO-AlN固溶体的结晶相作为主相。本发明中，将在氧化镁的晶格中固溶了铝、氮成分的物质称为MgO-AlN固溶体。
本发明的陶瓷材料的耐腐蚀性与氧化镁相比一样，耐湿性、耐水性比氧化镁优良。因此，该陶瓷材料由构成的半导体制造装置用构件能够长时期抵抗在半导体制造工艺中使用的反应性高的F、Cl等卤素系等离子体，能够降低来自该构件的发尘量。此外，由于耐湿性、耐水性高，因而有比通常的氧化镁更难以变质、可经受湿式加工等特征。
并且，本发明的陶瓷材料维持氧化镁的结晶构造，具有比氧化镁低的电阻。这是由于在氧化镁结晶固溶了铝或氮，由此氧化镁中的载流子增加。
本发明的陶瓷材料为以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料，以氧化镁中固溶了氮化铝成分的MgO-AlN固溶体的结晶相作为主相。该MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性与氧化镁一样，耐湿性或耐水性比氧化镁优良。因此，以该MgO-AlN固溶体的结晶相作为主相陶瓷材料的耐腐蚀性、耐湿性、耐水性也变高。另外，本发明的陶瓷材料通过添加氮化铝、氧化铝到氧化镁，能够显著增加铝、氮成分的固溶量。因此，该MgO-AlN固溶体中也可以相对氮的固溶量含有多的铝。
该MgO-AlN固溶体优选为使用CuKα线时的（111）面、（200）面及（220）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2θ=36.9～39°、42.9～44.8°、62.3～65.2°。或者，MgO-AlN固溶体也可以是使用CuKα线时的（200）面及（220）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2θ=42.9～44.8°、62.3～65.2°，进一步地，（111）面的XRD波峰也可以出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2θ=36.9～39°。由于有难以进行（111）面的波峰与其它结晶相的波峰的辨别的情况，因而（200）面以及（220）面的XRD波峰也可以仅出现在上述范围。同样地，有难以进行（200）面或（220）面的波峰与其它结晶相的波峰的辨别的情况。
铝、氮成分的固溶量越多，耐湿、耐水性越高。随着固溶量的增加，氧化镁的XRD波峰移动到高角侧。因此，MgO-AlN固溶体的（200）面、（220）面的XRD波峰分别出现在2θ=42.92°以上、62.33°以上，能够更加提高耐湿性，故更加优选。并且，MgO-AlN固溶体的（200）面、（220）面的XRD波峰分别出现在2θ=42.95°以上、62.35°以上，能够更加提高耐湿性以及耐水性，故更加优选。并且，MgO-AlN固溶体的（200）面、（220）面的XRD波峰分别为2θ=43.04°以上、62.50°以上，能够更加提高耐湿性、耐水性，故优选。并且，当MgO-AlN固溶体的（200）面、（220）面的XRD波峰分别2θ=43.17°以上、62.72°以上，耐湿性自不待言，还能够更加提高耐水性，故更加优选。并且发现，MgO-AlN固溶体的积分宽度越小耐水性越提高。即，在提高耐水性方面优选MgO-AlN固溶体的（200）面的XRD波峰的积分宽度优选在0.50°以下，更加优选在0.35°以下。
本发明的陶瓷材料中，由于当包含AlN结晶相作为副相时，耐腐蚀性有降低的倾向，因而，优选AlN结晶相为少量，更加优选不包含有它。
本发明的陶瓷材料也可以含有使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～49°的氮氧化铝镁相作为副相。由于该氮氧化铝镁耐腐蚀性也高，因而含有它作为副相没有问题。该氮氧化铝镁相的含有量越多越能够提高机械特性，其中对强度、断裂韧性的提高可以有效地发挥作用。但，由于当与本发明的MgO-AlN固溶体相比耐腐蚀性低，因而，从耐腐蚀性的方面来看对含有量有限度。
当将氮氧化铝镁相的2θ=47～49°的XRD波峰强度定为A，将MgO-AlN固溶体的（220）面的2θ=62.3～65.2°的XRD波峰强度定为B时，优选A/B为0.03以上。这样的话，能够更加提高机械特性。该A/B从耐腐蚀性的观点看来，优选A/B=0.14以下。本发明的陶瓷材料优选混合粉末中的镁/铝的摩尔比为0.5以上。
本发明的陶瓷材料中，开口孔隙率优选在5%以下。此处，开口孔隙率是根据以纯水为媒质的阿基米德法测定的值。开口孔隙率超过5%的话，可能出现强度下降或材料自身脱粒而容易发尘，而且在材料加工时等容易出现气孔内发尘成分堆积，因此不优选。此外，开口孔隙率优选尽可能接近零。因此，不存在特别的下限值。
并且，本发明的陶瓷材料也可以异相少。在以MgO-AlN固溶体作为主相的陶瓷材料的情况下，当将氮氧化铝镁相的2θ=47～49°的XRD波峰面积定为a，将2θ=62.3～65.2°的MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰面积定为b，将2θ=45.0°附近的尖晶石（MgAl2O4）的（400）面的XRD波峰面积定为c，将2θ=36.0°附近的氮化铝（AlN）的（002）面的XRD波峰面积定为d时，优选（a+c+d）/（a+b+c+d）值为0.1以下。（a+c+d）/（a+b+c+d）值越小，表示MgO-AlN固溶体占陶瓷材料的比例越大，有可能成为异相的氮氧化铝镁相、尖晶石（MgAl2O4）以及氮化铝（AlN）等的合计量越少。该异相少的陶瓷材料，例如（a+c+d）/（a+b+c+d）值在0.1以下的陶瓷材料，优选利用于溅射靶构件。在溅射靶构件含有异相的情况下，主相与异相的溅射率有可能不同，在异相少的情况下，能够抑制被成膜的膜的均质性的降低，能够抑制来自溅射靶构件的发尘的发生等。此外，由于通过铝、氮的固溶，氧化镁的晶格常数变化，伴随固溶量可调整晶格常数，由此能够调整与被成膜材料的晶格的匹配性。
[陶瓷材料的制造]
本发明的陶瓷材料，可将氧化镁、氮化铝和氧化铝的混合粉末在成型后烧成而制造。作为原料的混合粉末，优选含有49质量%以上的氧化镁、氮化铝和氧化铝（氧化铝），基于耐腐蚀性的观点，混合粉末组成中，优选混合氧化镁70质量%以上99质量%以下、氮化铝0.5质量%以上25质量%以下、氧化铝0.5质量%以上25质量%以下，更优选混合氧化镁70质量%以上90质量%以下、氮化铝5质量%以上25质量%以下、氧化铝5质量%以上25质量%以下。此外，基于同时体现机械特性和耐腐蚀性的观点，混合粉末组成中，优选混合氧化镁49质量%以上99质量%以下、氮化铝0.5质量%以上25质量%以下、氧化铝0.5质量%以上30质量%以下，更优选混合氧化镁50质量%以上75质量%以下、氮化铝5质量%以上20质量%以下、氧化铝15质量%以上30质量%以下。
烧成温度优选1650℃以上，更优选1700℃以上。烧成温度不足1650℃的话，可能无法得到目标MgO-AlN固溶体，因此不优选。此外，烧成温度不足1700℃的话，作为副相可能含有AlN，为得到高耐腐蚀性，在1700℃以上烧成较好。此外，烧成温度的上限并无特别限定，例如可以为1850℃。
并且，烧成优选采用热压烧成，热压烧成时的加压压力优选设定为50～300kgf/cm2。烧成时的气氛优选不会影响氧化物原料烧成的气氛，例如，优选氮气气氛、氩气气氛、氦气气氛等的惰性气氛。成型时的压力没有特别限制，适当设定为可以保持形状的压力即可。
[静电卡盘]
适当地参照第6～8图，对本发明的静电卡盘进行说明。
在第6图（a）的静电卡盘1A中，基座11A由板状主体部3与介电层2构成。本例中，将板状主体部3的背面3c作为基座11A的背面11b。在板状主体部的上表面3a侧设有介电层2，将介电层2的上表面作为吸附面11a。本例中，在介电层2的板状主体部侧的主面2a上形成有静电卡盘电极4。本例中，板状主体部3的侧面3b、背面3c被耐腐蚀层覆盖。
本例中，将介电层2作为表面耐腐蚀层，它通过本发明的上述陶瓷材料来形成。
吸附面11a不需要整个面均平整，可以进行凹凸加工，或形成与基板的大小相适应的沟槽，或形成吹扫气体用的沟槽。
在图6（b）的静电卡盘1B中，基座11B由板状主体部3与介电层2构成。本例中，将板状主体部3的背面3c作为基座11B的背面11b。在板状主体部的上表面3a侧设有介电层2，将介电层2的上表面作为吸附面11a。本例中，还设有遮盖板状主体部的侧面3b的侧面耐腐蚀层5a。
本例中，将介电层2作为表面耐腐蚀层，它通过本发明的上述陶瓷材料来形成。侧面耐腐蚀层5a也通过本发明的上述陶瓷材料来形成。若基座侧面被腐蚀，不仅是粒子的原因，由于来自侧面的热辐射特性变化对晶片上温度均匀性也有不良影响。本实施方式中，不仅晶片侧，还能够抑制侧面上的腐蚀。
在图6（c）的静电卡盘1C中，基座11C由板状主体部3与介电层2构成。本例中，将板状主体部3的背面3c作为基座11C的背面11b。在板状主体部的上表面3a侧设有介电层2，将介电层2的上表面作为吸附面11a。本例中，还设有遮盖板状主体部的背面3c的背面遮盖层5b。本例中，将介电层2作为表面遮盖层，它通过本发明的上述陶瓷材料来形成。背面遮盖层5b也通过本发明的上述陶瓷材料来形成。
作为板状主体部的材质，在采用热传导率比上述陶瓷材料高的材料的情况下，通过板状主体部整体的热传导来提高晶片上温度均匀性。然而，在该情况下，由于来自板状主体部3的背面3c侧的放热量也变大，因而，由于不均等的热辐射有可能晶片上温度均匀性反而劣化。在本实施方式中，由于在板状主体部的背面侧设有由上述陶瓷材料构成的背面遮盖层，因而，不仅可谋求背面侧的耐腐蚀，而且能够整体地抑制来自基座背面侧的热辐射，进一步改善晶片上温度均匀性。
图7（a）所示的静电卡盘1D与图6（a）的静电卡盘1A一样的，只是电阻发热体6被埋设在基座11D的板状主体部3中。
图7（b）所示的静电卡盘1E与图6（b）的静电卡盘1B一样，只是电阻发热体6被埋设在基座11E的板状主体部3中。
图7（c）所示的静电卡盘1F与图6（c）的静电卡盘1C一样，只是电阻发热体6被埋设在基座11F的板状主体部3中。
在优选的实施方式中，将冷却板接合到静电卡盘的背面侧。例如，图7（d）所示的静电卡盘1G为将冷却板7粘合到图6（a）的静电卡盘A的背面的构造。当然，能够也对图6（b）、（c）、图7（a）、（b）、（c）的各静电卡盘的各背面侧粘合冷却板来形成一体型的静电卡盘。该冷却板为以金属材料例如铝为材料制作的带有冷却剂管路（优选水管）8的板状构造，并辅助静电卡盘的升降温功能。
发热体优选被埋设到基座内，也可以安装在基座。并且，发热体也可以是设在从基座偏离的位置的红外线加热元件那样的外部发热体。
并且，也能够如图8所示地设有支撑部。即，将支撑部9接合到基座1A的下表面（背面）3c。本例中支撑部为管状，支撑部9中容纳有供电构件10。供电构件通过供电端子8接合到静电卡盘电极4。
支撑部优选在中部具有阶差，以阶差为边界基座侧为大直径部9b，另一侧为小直径部9a。在大直径部9b的端部形成有法兰9c。然后，支撑部的大直径部的端部接合到基座的背面，并使基座与中心轴同轴。
基座为盘状，优选为大致圆盘状。基座的大小没有特别地限定，例如直径280～380mm，厚度8～20mm。
并且，在设有支撑部的情况下，基座与支撑部的接合部分的外径的直径为例如40～120mm。
上述的例中，介电层由一层表面耐腐蚀层构成。然而，介电层也可以由表面耐腐蚀层与一层以上的中间层构成，在该情况下能够进一步提高介电层与板状主体部的粘合力。
以下对本实施方式的静电卡盘的使用例简单地进行说明。在该静电卡盘的吸附面上放置晶片，通过电极4的供电端子向电极4外加直流高电压，由此产生静电力，通过它来将晶片吸附到吸附面上。并且，将加热器电源连接到电阻发热体的供电端子，通过控制供给的电力来将晶片调节到希望的温度。在该状态下，对晶片实施等离子体CVD成膜，或实施等离子体刻蚀。
[发热体以及静电卡盘电极]
发热体、静电卡盘电极可使用例如使线状的导体弯曲，加工成缠绕体的物体。发热体的线径为0.3mm～0.5mm左右，在线圈形状的情况下卷径为2mm～4mm左右，间距为1mm～7mm左右。在这里“卷径”意思是构成发热体的线圈的内径。
作为发热体、静电卡盘电极的形状，除线圈形状之外，可以采用带状、网格状、螺旋弹簧状、板状、膜状、印刷电极等的各种形态。另外，理想的是在与为提升销等的或吹扫气体用而设置的贯通孔相邻的部分使发热体12绕行等，根据需要进行式样的变形。
作为发热体、静电卡盘电极的材料，可优选采用钼（Mo）、钨（W）、铌（Nb）、钨/钼化合物等的高熔点导电材料。
并且，将氧化铝粉末混合到含有钨、铌、钼、它们的合金、钨/钼化合物、碳化钨等高熔点导电性材料粉末的印染浆中，能够形成金属陶瓷。
[板状主体部的材质]
板状主体部的材质可示例出氧化铝、氧化钇、氮化铝、碳化硅，特别地优选氧化铝、氧化钇、氮化铝。
特别地，通过以氮化铝为主相的材质来形成板状主体部，能够维持高热传导，易于均匀地保持高耐腐蚀的上述陶瓷材料的表面温度。
在优选的实施方式中，表面耐腐蚀层与板状主体部的线热膨胀系数差为0.3ppm/K以下。在该情况下，高温接合表面耐腐蚀层与板状主体部（例如通过一体烧结来接合）时或重复在高温-低温下使用该层叠体时，不用担心产生裂纹或剥离。
板状主体部与各耐腐蚀层、背面遮盖层也可以通过中间层来接合。这样的话，能够进一步地抑制例如由热膨胀率的不同引起的耐腐蚀层、背面遮盖层的剥离。该中间层为具有耐腐蚀层、背面遮盖层与板状主体部的中间性质的层。
具体地说，中间层可以是烧结上述陶瓷材料与板状主体部的材料的混合物的复合陶瓷。
并且，能够形成多层中间层，通过使各中间层的组成相互不同，能够形成梯度材料层。
[支撑部的材质]
支撑部9（即所谓的柄）的材质没有一定的限定，可示例出以下各物质。
氮化铝、氧化铝、尖晶石、氧化镁
优选的是支撑部的材质也用上述陶瓷材料。但在该情况下，形成基座的上述陶瓷材料与形成支撑部的上述陶瓷材料不需要为相同组成，也可以是在上述的范围内相互不同的组成。
本发明者在针对当偏离设计温度时均热性恶化的原因进行考察后，认为是由于高温下对由三种热传导的形态中的辐射热传导所引起的散热的贡献增大。例如，由于将支撑部连接到基座的中心部，因而，低温下起支配作用的固体热传导贡献增大，低温下来自基座中心部的散热增大，中心部的温度不会变高。然而，高温下辐射热传导的贡献相对增大，与基座的中央附近相比，没有支撑部的外周附近由于辐射容易散热，因而由外周部的辐射引起的散热相对增大，外周部的温度比中心部低，高温下均热性恶化。因此，当由上述陶瓷材料形成支撑部，由于热传导性比氧化铝等低，因而，在大范围的工作温度内容易得到良好的温度均匀性。
[静电卡盘的制造]
本发明的静电卡盘的制法没有限定，参照图9对优选的制法进行说明。
（a）按照上述的制法，通过烧成氧化镁、氧化铝与氮化铝的混合粉末，来制作致密的烧结体。即，单轴加压成型上述那样的调合粉末，制作板状的成型体。通过热压烧结该成型体，得到介电层用的陶瓷烧结体2A。
（b）然后，如图8（a）所示，研磨加工烧结体2A的单面2a，得到平整面。在后述的工序中，由于制造板状主体部用的烧结体时的烧成温度与介电层用的烧结体的烧成温度相比为相同水平或为低温，因而可以认为在工序（b）研磨的面的表面平整度几乎能够按原样维持。因此，烧结体中形成电极的主面2a的表面平整度为与最终从晶片吸附面到平板电极的厚度的波动即厚度变动度有很大关联的参数。然后，为了使厚度变动度为100μm以下，在工序（b）的阶段研磨的面2a的表面平整度优选为10μm以下，更加优选为5μm以下。
（c）然后，如图8（b）所示，在烧结体2A的研磨面2a上形成静电卡盘电极4。
例如，电极或电阻发热体能够通过在烧结体表面上由金属丝网印刷法等进行印刷而形成。在该情况下，优选将氧化铝粉末混合到含有钨、铌、钼、它们的合金、碳化钨等的高熔点导电性材料粉末的印染浆中。据此，能够提高电极或电阻发热体与基体的密合性。电极材料优选与烧结体的热膨胀率的差小的，特别优选例如炭化钼或炭化钨。电极材料的平均粒径优选在0.4μm以下。进一步地，更加优选在0.2μm以下。又，电极也能够通过在烧结体上放置网格状的高熔点导电性材料的块体（金属丝网）或开有多个孔的高熔点导电性材料的块体（冲孔金属）等来形成。又，电阻发热体也能够通过在烧结体上放置线圈状线状的高熔点导电性材料的块体或网格状的高熔点导电性材料的块体（金属丝网）来形成。
（d）如图8（c）所示，在烧结体中印刷有电极糊的主面2a上，对以氧化铝等的陶瓷为主成分的原料粉末进行成型，得到氮化铝成型体14。粉末的平均粒径特别优选为0.2μm以下。对该粉末进行成型，然后，在轴方向上加压，在氮气或氩气等的惰性气体气氛中进行烧结。
对于氧化铝的情况，优选在氮气或氩气等的惰性气体气氛中，在1250～1350℃下进行烧结。并且，优选以升温速度为200℃/小时以下进行升温到最高温度。并且，优选在最高温度下保持1～10小时。烧成方法没有限定，优选采用热压法。这是由于能够得到致密的氮化铝烧结体，能够进一步提高得到的氮化铝烧结体的体积电阻率。在该情况下施加的压力优选为10～30MPa。这是由于作为基体能够得到更加致密的烧结体。
由于表面耐腐蚀层的烧结温度在1750℃以上，因而在氧化铝烧结体的烧成温度下，表面耐腐蚀层几乎没有再烧结。因此，在氧化铝烧结体的烧成温度下表面耐腐蚀层没有变形，平板电极上也没有产生弯曲。并且，氧化铝烧结体最终成为板状主体层，由于主体层在晶片与平板电极之间施加电压时要求不被绝缘破坏，因而要求致密。
（e）然后，如图9（d）所示，研磨烧结体2A中与氮化铝粉末烧结体3相对侧的主面12而得到晶片吸附面1a。由此，能够得到表示从该晶片吸附面到电极4的厚度的波动的厚度变动度为100μm以下的基座。
即由于电极4在氧化铝烧结体的烧成温度下不会产生弯曲，因而能够抑制从晶片吸附面到其平板电极的厚度波动使其变小。在这样得到的基座的板状主体部3的背面中央钻开通到平板电极的插通孔，将圆筒状的端子8安装到该插通孔（参照图8），通过该端子能够外加电压到平板电极。
[卤素系腐蚀性气体]
本发明的基座对卤素系腐蚀性气体及其等离子体的耐腐蚀性优良，特别地，对以下的卤素系腐蚀性气体或其混合物或它们的等离子体的耐腐蚀性特别优良。
NF3、CF4、ClF3、Cl2、BCl3、HBr
实施例
[陶瓷材料的制造与评价]
以下对本发明适当的适用例进行说明。实验例1～16的MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使用纯度99.9质量%以上、平均粒径1μm以下的市售品，实验例17～28中MgO原料使用纯度99.4质量%、平均粒径3μm的市售品，Al2O3原料使用纯度99.9质量%、平均粒径0.5μm的市售品，AlN原料使用与实验例1～16相同平均粒径1μm以下的市售品。此处，对于AlN原料，由于不可避免地含有1质量%左右的氧，因此是将氧从杂质元素中除开后的纯度。另外，实验例1～4、7～17、21、23～28与本发明的实施例相当，实验例5～6、18～20、22与比较例相当。
[实验例1～3]
·调合
称量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使其满足表1所示质量%，以异丙醇为溶剂，采用尼龙制的罐、直径5mm的氧化铝圆球进行4小时湿式混合。混合后取出浆料，在氮气流中进行110℃干燥。然后，通过30目的筛，制成调合粉末。此外，该调合粉末的Mg/Al的摩尔比为2.9。
·成型
将调合粉末以200kgf/cm2的压力进行单轴加压成型，制作直径35mm、厚度10mm左右的圆盘状成型体，收容到烧成用石墨铸模。
·烧成
将圆盘状成型体热压烧成而得到陶瓷材料。热压烧成中，加压压力为200kgf/cm2，以表1所示烧成温度（最高温度）烧成，直到烧成结束前都控制为Ar气氛。烧成温度下的保持时间为4小时。
[实验例4]
除了烧成温度设定为1650℃以外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。
[实验例5]
除仅用MgO原料并设定烧成温度为1500℃之外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。
[实验例6]
除了按表1所示质量%称量MgO原料、Al2O3原料，且将烧成温度设定为1650℃以外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。
[实验例7～16]
除了按表1所示质量%称量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料，烧成温度（最高温度）设定为表1所示温度以外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。
[实验例17～21]
除了按表3所示的质量%称量MgO原料、Al2O3原料以及AlN原料，而且设定混合粉末的成型压力为100kgf/cm2，样品的直径为50mm，烧成气氛为N2，烧成温度（最高温度）为表3所示的值之外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。
[实验例22]
除了按表3所示的质量%称量MgO原料、Al2O3原料之外，与实验例1同样地进行调合工序并得到混合粉末。对混合粉末以100kgf/cm2的压力进行单轴加压成型，制作直径20mm、厚度15mm左右的圆柱状成型体，进行对制作的成型体以3000kgf/cm2进行CIP成型的成型工序。将上述的混合原料填充到有盖的石墨制的罐中，在已填充的混合原料中埋入成型体。进行常压烧成圆柱状成型体的烧成工序，得到陶瓷材料。烧成工序是在表3所示的烧成温度（最高温度）下烧成，保持Ar气氛直到烧成结束。烧成温度下的保持时间为4小时。
[实验例23～28]
按表3所示的质量%称量MgO原料、Al2O3原料以及AlN原料，将调合时的圆球做成直径20mm的铁心尼龙球，将成型时的单轴加压成型时的压力定为100kgf/cm2来制作直径50mm、厚度20mm左右的圆盘状成型体，设定表3所示的烧成温度（最高温度），将烧成时的气氛定为N2气氛，除此之外与实验例1同样地得到陶瓷材料。
[评价]
将实验例1～28得到的各材料加工为各种评价用，进行以下评价。各评价结果如表1～4所示。另外，实验例1～17中，也制作了直径50mm的试样，但得到的评价结果与表1～4相同。
（1）体积密度·开口孔隙率
根据以纯水为媒质的阿基米德法测定。
（2）晶相评价
将材料于研钵中粉碎，通过X射线衍射装置确定晶相。测定条件为CuKα、40kV、40mA、2θ=5-70°，使用密封管式X射线衍射装置（ブルカー·エイエツクスエス制D8ADVANCE）。测定的步长为0.02°，特别指定峰顶的衍射角时，添加NIST制Si标准试料粉末（SRM640C）10质量%作为内标物，修正波峰位置。氧化镁的峰顶的衍射角为ICDD78-0430的值。MgO-AlN固溶体与氧化镁的波峰间隔、积分宽度如下算出。
（2）-1波峰间隔（峰位移）的计算
为了相对比较MgO-AlN固溶体中的Al、N固溶量，以MgO-AlN固溶体的（220）面为对象，评价波峰间隔（峰位移）。以MgO-AlN固溶体的（220）面的峰顶的衍射角和ICDD78-0430的氧化镁的（220）面的衍射角（62.3°）之差为波峰间隔。
（2）-2积分宽度的计算
为了相对比较MgO-AlN固溶体的结晶性，计算积分宽度。积分宽度通过将MgO-AlN固溶体的（200）波峰的波峰面积除以峰顶的强度（Imax）来计算。波峰面积是从峰顶的衍射角起-1°～+1°的范围中，扣除背景，对强度积分而得到。计算式如下所示。此外，背景为从峰顶起-1°的衍射角处的波峰强度。使用上述方法计算的NIST制Si标准试料（SRM640C）的（111）面的积分宽度为0.15°。
（积分宽度）=（ΣI（2θ）×（步长））/Imax
（2）-3氮氧化铝镁相与MgO-AlN固溶体的XRD波峰强度比的计算
为了相对比较作为副相所含的氮氧化铝镁相的含有比例，使用下述方法计算氮氧化铝镁相与MgO-AlN固溶体的XRD波峰强度之比。求得将氮氧化铝镁相的2θ=47～49°的XRD波峰强度设为A、2θ=62.3～65.2°的MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰强度设为B时的A/B值。此处，XRD波峰强度A是2θ=47～49°的XRD波峰的扣除背景后的积分强度，XRD波峰强度B是MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰的扣除背景后的积分强度。此外，计算使用市售的ソフトウエアMDI公司制造的JADE5。
（2）-4异相的含有比例的计算
接着，为了相对比较相对于整体的异相比例，通过以下方法计算XRD波峰面积比。求得将氮氧化铝镁相的2θ=47～49°的XRD波峰面积设为a、2θ=62.3～65.2°的MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰面积设为b、2θ=45.0°附近的尖晶石（MgAl2O4）的（400）面的XRD波峰面积设为c、2θ=36.0°附近的氮化铝（AlN）的（002）面的XRD波峰面积设为d时的（a+c+d）/（a+b+c+d）值。此处，XRD波峰面积a、b、c、d是由市售的ソフトウエアMDI公司制造的JADE5的寻峰功能求得的上述角度各自的波峰面积。JADE5的寻峰条件是滤波器类型为抛物线滤波器，波峰位置定义为峰顶，阈值与范围为阈值σ=3.00，波峰强度%截止值=0.1，BG决定范围=1.0，BG平均化点数=7，角度范围=5.0～70.0°，可变滤波长（数据点）ON，Kα2波峰删除ON，现存波峰列表删除ON。此外，还使用上述的计算方法，算出波峰面积a与波峰面积b之比a/b值。
（3）蚀刻率
对各材料的表面进行镜面研磨，使用ICP等离子体耐腐蚀试验装置进行下述条件的耐腐蚀试验。将通过阶差仪测定的遮蔽面与暴露面的阶差除以试验时间，计算各材料的蚀刻率。
ICP：800W，偏置功率：450W，导入气体：NF3/O2/Ar=75/35/100sccm0.05Torr，暴露时间：10h，试料温度：室温
（4）构成元素
使用EPMA检测并识别构成元素，分析各构成元素的浓度。
（5）耐湿性
将各材料在研钵中粉碎至中值粒径为10μm以下，制作粉末，室温下在饱和水蒸气压气氛中暴露4天。然后，用TG-DTA装置测定40～500℃间的脱水量。
（6）块体材料耐湿性
对各材料的表面进行镜面研磨，在40℃、相对湿度90%的气氛下暴露28天。然后，用扫描型电子显微镜（フイリツプス公司制造XL30）观测试料表面，无变化的为（○），表面的40%以上产生针状或粒状析出物的为（×），在这之间的为（△）。
（7）块体材料耐水性
对各材料的表面进行镜面研磨，室温下在水中浸泡15天。然后，用扫描型电子显微镜观测试料表面，无变化的为（○），表面的40%以上观察到溶出痕迹的为（×），在这之间的为（△）。
（8）断裂韧性
根据JIS-R1607，以SEPB法评价断裂韧性。
（9）弯曲强度
根据JIS-R1601，通过弯曲强度试验测定。
（10）体积电阻率测定
根据JIS-C2141的方法，在大气中、室温下测定。试验片形状为直径50mm×（0.5～1mm）、主电极为直径20mm、保护电极为内径30mm、外径40mm、外加电极为直径40mm，各电极由银形成。外加电压为2kV/mm，读取电压外加后1分钟时的电流值，根据该电流值计算室温体积电阻率。
此外，对于实验例1、3、5、12、23～28，根据同样的方法，在真空下（0.01Pa以下）、600℃下测定。试验片形状为直径50mm×（0.5～1mm）、主电极为直径20mm、保护电极为内径30mm、外径40mm、外加电极为直径40mm，各电极由银形成。外加电压为500V/mm，读取电压外加后1小时的电流值，根据该电流值计算体积电阻率。此外，表2、4的体积电阻率中，“aEb”表示a×10b，例如“1E16”表示1×1016。
【表1】
表1的注：
1）MgO-AlNss：MgO-AlN固溶体（立方晶）
2）Mg-Al-O-N：Mg，Al氮氧化物
3）MgO-AlNss（220）面与MgO（220）面的XRD波峰间隔
4）MgO-AlNss的（200）面的积分宽度
【表2】
表2的注：
1）定义A：2θ=47～49°的Mg-Al-O-N波峰强度，B：2θ=62.3～65.2°的MgO波峰强度。
2）Mg-Al-O-N的2θ=47～49°的XRD波峰面积定义为a，
MgO-AlNss的（220）面的2θ=62.3～65.2°的XRD波峰面积定义为b，
MgAl2O4的（400）面的2θ=45.0°附近的XRD波峰面积定义为c，
AlN的（002）面的2θ=36.0°附近的XRD波峰面积定义为d。
3）根据镜面研磨试样在40℃90RH%的水蒸气气氛下暴露28天前后的微结构变化来判定。
无变化的为○，表面的40%以上产生析出物的为（×），这之间的为（△）。
4）根据镜面研磨试样在RT下在水中浸泡、暴露15天前后的微结构变化来判定。
无变化的为（○），表面的40%以上观察到溶出痕迹的为（×），这之间的为（△）。
5）断裂韧性的单位：MPa·m1/2。
6）“-”为未测定。
【表3】
表3的注：
1）MgO-AlNss：MgO-AlN固溶体（立方晶）
2）Mg-Al-O-N：Mg，Al氮氧化物
3）MgO-AlNss（220）面与MgO（220）面的XRD波峰间隔
4）MgO-AlNss的（200）面的积分宽度
【表4】
表4的注：
1）定义A：2θ=47～49°的Mg-Al-O-N波峰强度，B：2θ=62.3～65.2°的MgO波峰强度。
2）Mg-Al-O-N的2θ=47～49°的XRD波峰面积定义为a，
MgO-AlNss的（220）面的2θ=62.3～65.2°的XRD波峰面积定义为b，
MgAl2O4的（400）面的2θ=45.0°附近的XRD波峰面积定义为c，
AlN的（002）面的2θ=36.0°附近的XRD波峰面积定义为d。
3）根据镜面研磨试样在40℃90RH%的水蒸气气氛下暴露28天前后的微结构变化来判定。
无变化的为○，表面的40%以上产生析出物的为（×），这之间的为（△）。
4）根据镜面研磨试样在RT下在水中浸泡、暴露15天前后的微结构变化来判定。
无变化的为（○），表面的40%以上观察到溶出痕迹的为（×），这之间的为（△）。
5）断裂韧性的单位：MPa·m1/2。
6）“-”为未测定。
[评价结果]
如表1～4所示，实验例1～3、7～17、21、24～28的陶瓷材料，晶相评价结果是，作为主相，含有（111）面、（200）面及（220）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2θ=36.9～39°，42.9～44.8°，62.3～65.2°的MgO-AlN固溶体（MgO-AlNss），作为副相，含有至少在2θ=47～49°有XRD波峰的氮氧化铝镁（Mg-Al-O-N）或尖晶石（MgAl2O4），但不含AlN。
作为代表例，图1显示了实验例1的XRD解析图表，图2显示了实验例1的MgO-AlN固溶体的XRD波峰放大图，表1、3显示了实验例1～28的MgO-AlN固溶体的（111）、（200）、（220）面峰顶、MgO-AlN固溶体（220）面的XRD峰顶与氧化镁峰顶之间的间隔（峰位移）、及MgO-AlN固溶体的（200）面的XRD波峰的积分宽度。此外，实验例6～11、13、16、17、19～21中，尖晶石波峰与MgO-AlN固溶体的（111）面的波峰显著重叠，无法判别（111）面的峰顶，因此这些（111）面的峰顶值没有记入表3。可认为是峰位移越大固溶量越多，积分宽度越小固溶状态越均一。此外，实验例2、3、7～17、20、21、24～28的XRD解析图表，是实验例1所含的MgO-AlN固溶体、氮氧化铝镁、尖晶石的含有量变化的产物，省略其图示。
此处，主相指的是占体积比例50%以上的成分，副相指的是主相以外的XRD波峰所归属的相。考虑到截面观察中的面积比反映出了体积比例，因此主相设为EPMA元素分布图中具有50%以上面积的区域，副相为主相以外的区域。实验例20中，虽然与实验例1等同样含有MgO-AlN固溶体、氮氧化铝镁及尖晶石这三个成分，但各成分量没有偏重，是任一成分均非主相的复合材料。因此，表3的主相、副相栏记载了上述三个成分。
图3显示了实验例1的EPMA元素分布图。根据图3，实验例1的主相部主要由Mg和O构成，但由于同时也检出了Al、N，因此是图1、2所示的MgO-AlN固溶体。此外，作为副相，确认到了尖晶石部和少量的氮氧化铝镁部分。图3的MgO-AlN固溶体的面积比为约86%，可知实验例1是以MgO-AlN固溶体为主相。对其他实验例也进行同样的解析，例如实验例15、26、28的MgO-AlN固溶体的面积比各自为约75%、约91%、约99%，可知MgO-AlN固溶体为主相。此外，此处是作为一个例子，主相与副相的判定通过EPMA元素分布进行，但只要是可以识别各相的体积比例的方法，则可采用其他方法。
此外，EPMA元素分布图根据浓度，颜色分为红、橙、黄、黄绿、绿、青、蓝，红为最高浓度，蓝为最低浓度，黑表示零。但是，由于图3为黑白显示，因此以下说明图3本来的颜色。实验例1（低倍）中，Mg的底色为橙、点部分为青，Al的底色为青、点部分为橙，N的底色为青、点部分为蓝，O的底色为橙、点部分为红。实验例1（高倍）中，Mg的底色（MgO-AlNss）为橙、岛部分（MgAl2O4）为青、线状部分（Mg-Al-O-N）为绿，Al的底色为青、岛部分和线状部分为橙，N的底色为青、岛部分为蓝、线状部分为绿，O的底色为橙、岛部分为红、线状部分为绿。实验例5（低倍）中Mg及O为红、Al及N为黑。
此外，实验例4、23的陶瓷材料的晶相评价结果是，作为主相，均含有上述的MgO-AlN固溶体，实验例23作为副相含有AlN，实验例4作为副相含有尖晶石和AlN。表1显示了实验例4、23的MgO-AlN固溶体的XRD波峰与氧化镁的XRD波峰之间的间隔（峰位移）。如实验例4，推测烧结温度为1650℃时，反应不充分，固溶量少。由于烧结温度为1600℃时基本不发生反应，因此实验例18、19的陶瓷材料没有生成MgO-AlN固溶体。
进一步地，实验例5的陶瓷材料作为主相含有MgO，实验例6的陶瓷材料作为主相含有尖晶石、作为副相含有MgO。此外，实验例22的陶瓷材料，作为主相含有MgO、作为副相含有尖晶石。因此可知，原料中不含AlN成分的话，热压、常压烧成均无法向MgO固溶Al成分。
此外，实验例1～3、7～13、17、20、21的陶瓷材料，水分减少率（根据TG-DTA的40～500℃的质量减少率）在2%以下，实验例4、6、14～16的陶瓷材料，水分减少率在3%以下，较之于MgO陶瓷即实验例5的陶瓷材料，具有明显高的耐湿性。作为块体材料耐湿性、耐水性试验的代表例，图4显示了实验例2（左侧）、5（右侧）的微结构照片，图5显示了实验例8（左侧）、9（右侧）的微结构照片。
固溶量多的话块体材料的耐湿性好，MgO-AlN固溶体（220）面的从氧化镁起的峰位移在0.2°以上的实验例1～3、7～14、17、20、21、26中，块体材料耐湿试验（40℃，90RH%气氛下暴露28天）中表面状态没有变化，较良好。此外，实验例4、15、16、23～25、27、28中，块体材料耐湿试验下表面状态有变化，但较之于表面的40%以上形成有针状、粒状析出物的实验例5、6、18、19、22，变化较小。从该结果可知，块体材料的耐湿性依赖于对MgO的Al、N成分固溶量。即，MgO-AlN固溶体的（220）面的从氧化镁起的峰位移不足0.03°的，表面的40%以上发生变化，耐湿性低，峰位移在0.03°以上不到0.2°的，耐湿性好，峰位移在0.2°以上的话，耐湿性更好。即，MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的62.33°以上不到62.50°（2θ）的话，耐湿性好，出现在62.50°以上的话，耐湿性更好。此外，MgO-AlN固溶体的（200）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的42.92°以上不到43.04°的话，耐湿性好，出现在43.04°以上的话耐湿性更好。
此外可知，峰位移越大、积分宽度越小的材料，块体材料的耐水性越良好。即，（220）面的XRD峰位移在0.42°以上、积分宽度在0.35°以下的实验例1、2、7、8、10～13、17、20在块体材料耐水性试验下表面状态没有变化。实验例3、9、14、15、23～28的块体材料的耐水试验中发现少许由溶出引起的穴部，实验例4～6、16、18、19、22和积分宽度大于0.50°的实验例21中，发现表面的40%以上有溶出的状况。从该结果可知，对MgO的Al、N成分的固溶量多、且均质的块体材料的耐水性较好。即，MgO-AlN固溶体的（220）面的从氧化镁起的峰位移在0.05°以下的材料，表面的40%以上有溶出，耐水性低，峰位移在0.05°以上不到0.42°的材料、或峰位移在0.42°以上但MgO-AlN固溶体的（200）面的积分宽度超过0.35°的材料，耐水性好，峰位移在0.42°以上且积分宽度在0.35°以下的材料，耐水性更好。即，MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的62.35°以上不到62.72°（2θ）的材料、或（220）面的XRD波峰出现在62.72°以上、但（200）面的积分宽度超过0.35°的材料，耐水性好，（220）面的XRD波峰在62.72°以上、且积分宽度在0.35°以下的材料，耐水性更好。此外，MgO-AlN固溶体的（200）面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的42.95°以上不到43.17°的话，耐水性好，2θ=43.17°以上的材料，耐水性更好。
此外，实验例1～3、12、14～16的陶瓷材料，从蚀刻率的结果可知，具有与实验例5的MgO陶瓷匹敌的高耐腐蚀性。实验例4、7～11、13、21的陶瓷材料，从蚀刻率的结果可知，尽管耐腐蚀性较实验例5的MgO稍差，但较之于实验例6的陶瓷材料，即以尖晶石为主相的材料和表中未显示的氧化钇（蚀刻率约240nm/h），具有更高的耐腐蚀性。实验例1～3、7～15中，虽然作为副相含有氮氧化铝镁（Mg-Al-O-N）相，但Mg-Al-O-N相的含有量越多机械特性越提升。氮氧化铝镁相的2θ=47～49°的XRD波峰强度设为A，2θ=62.3～65.2°的MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰强度设为B时的A/B值如表2、4所示。A/B越大表示Mg-Al-O-N量越多，随着A/B增加，断裂韧性、弯曲强度也都提升。A/B在0.03以上的实验例7～11、13、15、17、20、21，断裂韧性在2.5以上、具有弯曲强度180MPa以上的高弯曲强度。此外，实验例7～10、13、15、17、20、21，具有弯曲强度200MPa以上的高弯曲强度。例如，实验例8的A为4317计数、B为83731计数、A/B值为0.039，断裂韧性为2.5、强度为222MPa。此外，实验例15的A为13566计数、B为108508计数、A/B值为0.125，断裂韧性为4.4、强度为350MPa。但是，随着氮氧化铝镁（Mg-Al-O-N）量的增加，高耐腐蚀的MgO-AlN固溶体的含有量下降，因此耐腐蚀性下降。例如，A/B在0.3以上的实验例17中蚀刻率达到181nm/hh，A/B超过0.4的实验例20中，耐腐蚀性与尖晶石相同水平。从该结果可知，通过A/B值在0.03以上、0.14以下，可同时体现耐腐蚀性和机械强度。此外，实验例13的弯曲强度，当时测定的结果是188MPa，但研究再现性时再测定为251MPa。此外，使用波峰面积a、b计算的a/b值也如表2、4所示。
可知，实验例2、3、8、10、15、23、26的室温下的体积电阻率均在1×1017Ωcm以上，与实验例5的MgO同等，适宜用于需要高电阻的静电卡盘和加热器等的半导体制造装置。
此外可知，实验例5和实验例12的600℃下的体积电阻率各自为2×1012Ωcm、2×1010Ωcm，实验例12的陶瓷材料较MgO（实验例5）具有更低的电阻。另外可知，实验例1、3、23～28的陶瓷材料也与实验例12同样，具有较实验例5更低的电阻。
此外，上述的氮氧化铝镁相的2θ=47～49°的XRD波峰面积设为a、2θ=62.3～65.2°的MgO-AlN固溶体的（220）面的XRD波峰面积设为b、2θ=45.0°附近的尖晶石（MgAl2O4）的（400）面的XRD波峰面积设为c、2θ=36.0°附近的氮化铝（AlN）的（002）面的XRD波峰面积设为d时的（a+c+d）/（a+b+c+d）值如表2、4所示。（a+c+d）/（a+b+c+d）值越小，表示陶瓷材料中MgO-AlN固溶体所占的比例越大，可能成为异相的氮氧化铝镁相、尖晶石（MgAl2O4）及氮化铝（AlN）的总量越少。实验例1～3、5、12、14、23～28中（a+c+d）/（a+b+c+d）值在0.1以下，因此这些异相少的陶瓷材料适用于溅射靶材。例如，实验例14的a为782计数，b为123644计数，c为2613计数，d为0计数，（a+c+d）/（a+b+c+d）值为0.027，异相少。同样的，实验例23的a为0计数，b为109166计数，c为0计数，d为2775计数，（a+c+d）/（a+b+c+d）值为0.025，异相少。
如此制作的陶瓷材料，维持氧化镁的晶体结构并具有低于氧化镁的电阻。可认为这是由于氧化镁晶体中固溶了铝和氮，氧化镁中的载流子增加。因此，将本材料作为溅射靶，制作例如，硬盘的磁头及磁阻式随机存取存储器等磁隧道结元件时，预计电阻和/或磁阻比特性会提升。
[静电卡盘的制造与评价]
根据参照图9所叙述的制法制作了图6（a）的类型的静电卡盘。但是，具体按以下所述来实施。
（a）称量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使其满足表1的各试验例1所示质量%，以异丙醇为溶剂，采用尼龙制的罐，直径5mm的氧化铝圆球进行4小时湿式混合。混合后取出浆料，在氮气流中进行110℃干燥。然后，通过过30目的筛，制作调合粉末。然后，将调合粉末以200kgf/cm2的压力进行单轴加压成型，得到圆盘状成型体。将该成型体热压烧结而得到陶瓷烧结体2A。热压烧结中，加压压力为200kgf/cm2，以表1所示各温度烧成，直到烧成结束前都控制为Ar气氛。烧成温度下的保持时间为4小时。工序（a）中采用平均粒径1μm以下的市售品。
（b）研磨烧结体2A的主面2a，以使表面平整度为10μm。
（c）混合平均粒径0.2μm的碳化钨粉末与氧化铝粉末，添加松油醇得到糊状物。在研磨面2a上印刷该糊状物。
（d）在烧结体2A的主面2a上，对平均粒径0.2μm的氧化铝粉末进行成型，得到氧化铝成型体14。在轴方向上加压，并且在氩气气氛中，在1250～1350℃下进行烧结。并且，以升温速度为100℃/小时升温到最高温度，在最高温度下保持2小时。压力定为20MPa。
（e）通过研磨烧结体2A的主面12形成吸附面1a，得到厚度变动度为100μm以下的基座。在得到的基座的板状支撑部3的背面中央钻开通到电极4的插通孔，将圆筒状的端子8安装到该插通孔，以能够通过该端子外加电压到电极4。
另外，在表3的实验No.1、2、3中形成介电层（表面耐腐蚀层）的材质为上述实施例（表1）中的实验例1的材质。
（实验No.4）
作为实验No.4，将上述的介电层2定为与所述工序（d）的氧化铝烧结体相同的材质。其它方面与实验No.1～3一样地制造静电卡盘。
[试验条件]
·耐腐蚀试验：ICP：800W，偏置功率：450W，导入气体：NF3/O2/Ar=75/35/100sccm，0.05Torr，暴露时间：100hrs.，样品温度：500℃
·评价特性：测定在上述的耐腐蚀试验前后的晶片上温度均匀性、吸附力、表面粗糙度。
均热性测定
将Si晶片放到静电卡盘的放置面上，外加±500V的直流电压到静电电极并使其吸附Si晶片。设定箱内真空度：1E-4Torr，通过外加功率到电阻发热体来以升温速度为10℃/min加热到评价温度100℃。确认输热功率达到恒定，由IR摄相机（日本电子制：6100，21pts）确认温度，将晶片上的温度的最大值与最小值的差ΔT作为均热性（单位：℃）。均热性ΔT的值小的表示良好的均热性，例如在晶片的蚀刻处理等中均质的蚀刻成为可能。
吸附力
将Si探针（5cm2）设置在产品上，在真空状态（1E-4Torr）下外加±500V的直流电压到静电电极并使其吸附Si探针。测定1min后提起探针脱离时的力。测定点为平面内的四个地点（-40，40）、（-40，-40）、（40，-40）、（40，40）。此时，以通过产品外径的任意三个点的圆的中心为（0，0）。
表面粗糙度
用英国泰勒·霍普森粗糙度测定器测定产品表面的粗糙度。测定地点为平面内的内侧与外侧的任意两个地点。
【表5】
在实验No.1、2、3中，耐腐蚀试验前的晶片上温度均匀性较为良好，耐腐蚀试验后的晶片上温度均匀性的劣化非常小，且吸附力的降低也非常少。
实验No.4中，开始的晶片上温度均匀性非常良好，但耐腐蚀试验后的晶片上温度均匀性、吸附力均显著地劣化。
这些作用效果在半导体处理装置领域中有划时代意义的，显然可以期待在产业上的巨大应用。
虽然对本发明的特定的实施方式进行了说明，但本发明不限定于这些特定的实施方式，在不脱离权利要求范围内，能够进行并实施各种变更或改变。

Claims (16)

1.一种静电卡盘，其包括：具有吸附半导体的吸附面的基座；与埋设到该基座内的静电卡盘电极，所述静电卡盘的特征在于，
所述基座包括板状主体部与面对所述吸附面的表面耐腐蚀层，所述表面耐腐蚀层为以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料，由以在氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相作为主相的通过热压烧成的陶瓷材料构成，
所述MgO-AlN固溶体的使用CuKα线时的(200)面及(220)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶的波峰与氮化铝的立方晶的波峰之间的2θ＝42.9～44.8°、62.3～65.2°。
2.根据权利要求1所述的静电卡盘，其特征在于，
能够施加高频电压到所述静电卡盘电极。
3.根据权利要求1所述的静电卡盘，其特征在于，
在所述表面耐腐蚀层的所述板状主体部侧的主面上设有所述静电卡盘电极。
4.根据权利要求1所述的静电卡盘，其特征在于，包括：
被埋设到所述板状主体部的内部的发热体。
5.根据权利要求1所述的静电卡盘，其特征在于，
所述MgO-AlN固溶体的使用CuKα线时的(111)面、(200)面及(220)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶的波峰与氮化铝的立方晶的波峰之间的2θ＝36.9～39°、42.9～44.8°、62.3～65.2°。
6.根据权利要求5所述的静电卡盘，其特征在于，
所述MgO-AlN固溶体的(200)面、(220)面的XRD波峰分别出现在2θ＝42.92°以上、62.33°以上。
7.根据权利要求6所述的静电卡盘，其特征在于，
所述MgO-AlN固溶体的(200)面、(220)面的XRD波峰分别出现在2θ＝42.95°以上、62.35°以上。
8.根据权利要求7所述的静电卡盘，其特征在于，
所述MgO-AlN固溶体的(200)面、(220)面的XRD波峰分别出现在2θ＝43.04°以上、62.50°以上。
9.根据权利要求8所述的静电卡盘，其特征在于，
所述MgO-AlN固溶体的(200)面、(220)面的XRD波峰分别出现在2θ＝43.17°以上、62.72°以上。
10.根据权利要求1所述的静电卡盘，其特征在于，
所述MgO-AlN固溶体的(200)面的XRD波峰的积分宽度为0.50°以下。
11.根据权利要求1所述的静电卡盘，其特征在于，
所述陶瓷材料不包含AlN结晶相。
12.根据权利要求1至11任一项所述的静电卡盘，其特征在于，
所述陶瓷材料包含使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ＝47～49°的氮氧化铝镁相作为副相。
13.根据权利要求12所述的静电卡盘，其特征在于，
当将所述氮氧化铝镁相的2θ＝47～49°的XRD波峰强度定为A，将所述MgO-AlN固溶体的(220)面的2θ＝62.3～65.2°的XRD波峰强度定为B时，A/B为0.03以上。
14.根据权利要求13所述的静电卡盘，其特征在于，
所述A/B为0.14以下。
15.根据权利要求12所述的静电卡盘，其特征在于，
当将所述氮氧化铝镁相的2θ＝47～49°的XRD波峰面积设为a，将所述MgO-AlN固溶体的(220)面的2θ＝62.3～65.2°的XRD波峰面积设为b，将尖晶石(MgAl2O4)的(400)面的2θ＝45.0°的XRD波峰面积设为c，将氮化铝(AlN)的(002)面的2θ＝36.0°的XRD波峰面积设为d时，(a+c+d)/(a+b+c+d)值为0.1以下。
16.根据权利要求1至11任一项所述的静电卡盘，其特征在于，
所述板状主体部由以氮化铝、氧化钇或氧化铝作为主相的陶瓷构成。
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