CN103201236A

CN103201236A - 加热装置

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Publication number: CN103201236A
Application number: CN2011800513543A
Authority: CN
Inventors: 近藤畅之; 渡边守道; 神藤明日美; 胜田祐司; 佐藤洋介; 矶田佳范
Original assignee: NGK Insulators Ltd
Current assignee: NGK Insulators Ltd
Priority date: 2010-10-25
Filing date: 2011-10-11
Publication date: 2013-07-10
Anticipated expiration: 2031-10-11
Also published as: CN105679663A; US9437463B2; US20130228565A1; KR101597882B1; TWI530474B; TW201228984A; WO2012056875A1; KR20130141472A; TW201246442A; KR101597881B1; CN103180266B; JP5680663B2; KR20130141479A; US20130220988A1; KR101938123B1; CN102639464B; JP5680645B2; JP5680664B2; JPWO2012056875A1; JPWO2012056917A1

Abstract

加热装置（1A）包括具有加热半导体W的加热面（9a）的基座部（9A）、设在加热面（9a）的外侧的环状部（6A）。环状部（6A）由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～50°。

Description

加热装置

技术领域

本发明涉及一种加热半导体的装置。

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）。

并且，已知一种用于加热晶片的陶瓷加热器。在这种陶瓷加热器中，要求加热器的均热性以能够均匀地加热晶片。例如，专利文献2（特开平8-73280）公开了一种将电阻发热体埋设到氮化铝质陶瓷板中，并将氮化铝质的柄接合到板上的陶瓷加热器。在专利文献3（特开2003-288975号公报）中，在带柄的加热器中，通过进一步地使电阻发热体中的金属碳化物的量减少，来减少电阻发热体各处的碳化物量的偏差并使加热面的温度分布变小。

在基座上载置半导体晶片进行成膜的情况下，特别地半导体晶片的外周部处需要成膜均匀性。作为在半导体制造装置内保持Si晶片并进一步进行加温的构件，如上所述的AlN（氮化铝）制的陶瓷加热器作为现有技术被广泛使用。

并且，作为等离子体刻蚀装置已知一种例如在真空处理箱内配置有兼作载置有基板的载置台的下部电极以及与该下部电极相对地配置的上部电极，向下部电极供给高频功率使其产生处理气体的等离子体的构成。并且还公开了：在这样构成的等离子体刻蚀装置中，为了提高基板的处理的面内均匀性，在下部电极上，包围基板的周围地设置聚焦环的构成（专利文献4：特开2011-71464，专利文献5：特开2011-108816，专利文献6：特开2004-311837）。进一步地还已知在聚焦环的内部设有感应发热部，通过由设在真空处理箱内的感应线圈产生的磁场来感应加热聚焦环。

发明内容

然而，在上述的技术中，半导体晶片外周部的膜厚容易变得不均匀，且，通过由腐蚀性气体进行的清洗腐蚀由AlN构成的基座表面，加热器表面的形状或粗糙度发生变化，由此，随着使用时间的变长晶片外周部的成膜量发生变化，无法保持成膜均匀性。对于聚焦环也有一样的问题。

本发明的课题，在半导体的成膜所采用的陶瓷加热装置中，改善晶片外周部的成膜均匀性，在卤素系腐蚀气体及其等离子体气氛下使用时也能长时间内保持半导体外周部的成膜均匀性。

本发明作为包括具有加热半导体的加热面的基座部与设在加热面的外周的环状部的加热装置，其中，

环状部由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～50°。

并且，本发明作为设置在具有加热半导体的加热面的基座上的环状部，其中，

根据本发明，通过设有由上述陶瓷材料构成的环状部，能够使半导体的边缘以及其周边的等离子体的生成状态稳定化，并能够改善成膜均匀性。与此同时，上述陶瓷材料以氮氧化铝镁相作为主相，与氮化铝相比，对卤素系气体等的腐蚀性强的气体的耐腐蚀性优良。当通过该陶瓷材料形成基座的环状部时，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，其结果，可以在长时期内观察到良好的晶片上的温度均匀性。

附图说明

图1是实验例1的XRD解析图表。

图2是实验例1、4的EPMA元素分布图。

图3是实验例7的XRD解析图表。

图4是实验例10的XRD解析图表。

图5是概略地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置1A的图。

图6是概略地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置1B的图。

图7是概略地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置1C的图。

图8是示意地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置1B上的等离子体的状态的图。

图9是概略地示出参考例的加热装置11的图。

具体实施方式

以下，对本发明采用的新的陶瓷材料进行说明，然后对加热装置的构成进行说明。

[陶瓷材料]

本发明者专心研究了通过使氧化镁、氧化铝与氮化铝的混合粉末成型后进行热压烧成而得到的陶瓷材料的耐腐蚀性，发现以在特定位置具有XRD波峰的氮氧化铝镁为主相的陶瓷材料显示出非常高的耐腐蚀性。

即，本发明的陶瓷材料作为以镁、铝、氧及氮为主要成分的陶瓷材料，主相为使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～50°的氮氧化铝镁相。

本发明的陶瓷材料的耐腐蚀性与尖晶石相同或高于它。因此，本发明的基座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。另外，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，其结果，在长时期内观察到良好的晶片上的温度均匀性。

本发明的陶瓷材料，是以镁、铝、氧及氮为主要成分的陶瓷材料，主相为使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～50°的氮氧化铝镁相。该氮氧化铝镁对卤素系等离子体的耐腐蚀性与尖晶石相同或更高，因此可认为以该氮氧化物为主相的本发明的陶瓷材料的耐腐蚀性也变高。此外，该氮氧化铝镁也可以具有与尖晶石相同的耐腐蚀性并且线热膨胀系数低于尖晶石。

本发明的陶瓷材料，作为副相可以含有在氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相。由于该MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性也较高，因此作为副相也没有问题。该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波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2θ=42.9～44.8°、62.3～65.2°，此外，（111）面的XRD波峰也可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（111）面的波峰有时难以与其他结晶相的波峰区别，因此也可以是仅（200）面及（220）面的XRD波峰出现在上述范围。同样地，（200）面或（220）面的波峰有时也难以与其他结晶相的波峰区别。

本发明的陶瓷材料为了得到与尖晶石相同或更高的耐腐蚀性，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。并且，尖晶石由于耐腐蚀性比氧化铝或AlN结晶高，因而，也可含有少量。但，尖晶石由于耐腐蚀性比本发明的氮氧化铝镁相以及MgO-AlN固溶体差，因而，优选其为较少量。另一方面，为了具有与尖晶石相同的耐腐蚀性并且使线热膨胀系数降低，也可以含有少量尖晶石或AlN结晶相。

本发明的陶瓷材料，为了得到与尖晶石相同或更高的耐腐蚀性，原料粉末中的镁/铝的摩尔比优选在0.20以上2以下，镁/铝的摩尔比更加优选在0.75以上2以下。当镁/铝的摩尔比不足0.20，氮化铝、尖晶石、氧化铝中某个或某些的生成量变多，恐怕会丧失高耐腐蚀的特征。镁/铝的摩尔比超过2的话，MgO-AlN固溶体容易成为主相。另一方面，为了保持与尖晶石相同的耐腐蚀性并且降低线热膨胀系数，优选原料粉末中的镁/铝的摩尔比在0.05以上1.5以下，更加优选镁/铝的摩尔比在0.1以上1以下。

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。

本发明的陶瓷材料中，构成主相的氮氧化铝镁的40～1000℃的线热膨胀系数为6～7ppm/K。因此，通过改变副相成分的MgO-AlN固溶体（12～4ppm/K）、尖晶石（8～9ppm/K）和氮化铝（5～6ppm/K）的比率，可在维持高耐腐蚀性的同时将线热膨胀系数控制在5.5～10ppm/K。但是，由于尖晶石和氮化铝较氮氧化铝镁和MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性低，优选为较少。通过这种热膨胀的调整，可与氧化铝、氧化钇及氮化铝等用于半导体制造装置构件的材料的热膨胀配合，或减小热膨胀差。通过这样，可使本发明的陶瓷材料与传统材料的层叠和贴合成为可能。这样的话，可以仅将表面（第1构造体）作为本发明的具有高耐腐蚀性的陶瓷材料，下部（第2构造体）基材可使用传统材料。特别是在一体烧成中这种层叠结构及热膨胀调整是有效的。其中，通过第2构造体的基材使用以氮化铝为主体的材料，可维持高热传导，容易保持均匀的高耐腐蚀的陶瓷材料的表面温度。这种结构特别在加热器内置型半导体制造装置中是有效的。

本发明的陶瓷材料，可用于具有使用了上述陶瓷材料的第1构造体和主相为氮化铝、氧化钇及氧化铝中至少1种的第2构造体的层叠体。此外，也可具有该第1构造体与第2构造体层叠或接合的结构。这样的话，通过耐腐蚀性高的第1构造体和具有与第1构造体不同特性（例如传热性和机械强度等）的第2构造体，除了耐腐蚀性，还可进一步提高其他特性。此处，第1构造体可以是由上述陶瓷材料形成的薄膜、板状体或层状体。此外，第2构造体可以是主相为氮化铝、氧化钇及氧化铝的薄膜、板状体或层状体。此外，接合可按任意形态进行，例如可通过烧结接合，也可通过粘结剂接合。

此时，本发明的层叠体，第1构造体与第2构造体可介由中间层接合。这样的话，通过中间层，可以进一步抑制例如热膨胀率差异造成的第1构造体与第2构造体的剥离等。该中间层可以是具有第1构造体与第2构造体的中间性质的层。该中间层例如可以是混合了第1构造体的主相与第2构造体的主相的层。此外，该中间层可以包括所含成分或成分比不同的多个层。这样的话，可以具有梯度材料的特性。

此外，第1构造体与第2构造体的线热膨胀系数差在0.3ppm/K。第1构造体与第2构造体可以直接接合。这样的话，由于第1构造体与第2构造体的线热膨胀系数差小，因此将两构造体高温接合（例如通过烧结接合）时和该层叠体重复在高温-低温下使用时，无须担忧产生裂纹和剥离。

[陶瓷材料的制造]

本发明的陶瓷材料，可将氧化镁、氧化铝和氮化铝的混合粉末在成型后烧成而制造。例如，为得到与尖晶石相同或更高的耐腐蚀性，可将混合了15质量%以上66.2质量%以下的氧化镁、63质量%以下的氧化铝、57.7质量%以下的氮化铝的粉末成型后烧成。进一步地，也可将混合了37质量%以上66.2质量%以下的氧化镁、63质量%以下的氧化铝、57.7质量%以下的氮化铝的粉末成型后烧成。另一方面，为了保持与尖晶石相同的耐腐蚀性并且降低线热膨胀系数、提高温度均匀性，也可将混合了5质量%以上60质量%以下的氧化镁、60质量%以下的氧化铝、90质量%以下的氮化铝的粉末成型后烧成。此外，烧成温度优选在1750℃以上。烧成温度不足1750℃的话，可能无法得到目标的氮氧化铝镁，因此不优选。此外，烧成温度的上限并无特别限定，但例如可以为1850℃或1900℃。此外，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，优选例如氮气气氛、氩气气氛、氦气气氛等惰性气氛。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。

[加热装置]

本发明的加热装置包括具有加热半导体的加热面的基座部与设在加热面的外周的环状部，环状部由上述的陶瓷材料构成的。

以下，参照适当的附图进行叙述。

第5～8图为本发明的实施方式所涉及的加热装置。

第5图的加热装置1A包括基座部9A与环状部6A。基座部9A的基台2A为板状，在基台2A的上表面2a侧形成有介电层5。本例中，介电层5的上表面形成为半导体加热面9a。加热面9a不需要为平坦，可以进行凹凸加工，或形成与基板的大小相适应的沟槽，也可以形成吹扫气体用的沟槽。

在基座的下表面（背面）2b可以接合未图示的支撑部。支撑部为例如管状，支撑部中容纳有电力供给构件。电力供给构件连接到埋设在基座的基台部2A内的发热体3。

基座部9A为盘状，优选为大致圆盘状。基座的大小没有特别的限定，例如直径280～380mm，厚度8～20mm。

在此，发热体3优选埋设到基座部9A内，也可以安装在基座部。并且，发热体也可以是像设在基座部从偏离的位置的红外线加热元件那样的外部发热体。

在基座的基台部2A内埋设有电极4。电极4优选用于通过外加高频电压来生成等离子体的等离子体发生电极。

包围基座部9A的外周地设置本发明的环状部6A，半导体W被载置在介电层5上以及环状部6A上。

本例中，环状部延伸到基座部的外周边缘，在基座部的外周边缘不设有凸起。并且，在设置半导体W的时刻，环状部6A的内周侧为存在于半导体W下的载置部6b，外周侧在载置部6b的外侧露出到半导体W外，形成非载置部6a。在俯视观察下，非载置部6a包围半导体W。

在第6图的加热装置1B中，环状部6B没有延伸到基座部9B（基台2B）的外周侧边缘，在基座部9B形成有环状凸起2c。在俯视观察下，凸起2c包围环状部6B的外周边缘。

并且，在第7图的加热装置1C中，环状部6C没有延伸到基座部9C的外周侧边缘，在基座部9C（基台2C）形成有环状凸起2c。在俯视观察下，凸起2c包围环状部6C的外周边缘。本例中，进一步地，非载置部6a由包围半导体W的外周边缘的环状凸起构成。

以往，成膜膜厚T如第8图示意示出地分布。即，膜厚T减少到相比半导体W的边缘E相当地处于内侧的T1的位置。与此相对地，通过采用本发明的由陶瓷材料构成的环状构件，如T2那样，膜厚减少的区域向外周侧移动。

另外，在第9图所示的参考例的基座11的情况下，在基座11的内侧埋设发热体3以及高频电极4。然后，在基座11的加热面11a上载置半导体W。

在通过例如氮化铝形成这样的基座11的整体的情况下，在半导体的外周侧成膜均匀性仍然劣化。

进一步地可以知道，在由以MgAlON为主相的上述陶瓷形成基座11的整体的情况下，可得到高的耐腐蚀性，另一方面，半导体的外周部的成膜均匀性没有改善。

在优选的实施方式中，环状部的内周侧为位于半导体W下的载置部6b，外周侧为位于半导体W外的非载置部6a。这样地设计适合于改善成膜均匀性。

此时，从成膜均匀性的改善的观点来看，载置部6b的宽度di优选为0mm以上，进一步地优选为10mm以上。并且，di优选为50mm以下，进一步地优选为30mm以下。

并且，从成膜均匀性的改善的观点来看，非载置部6a的宽度do优选为0mm以上，进一步地优选为15mm以上。

但是，di为从半导体W的边缘E到载置部6b的内周侧边缘的平面尺寸，do为从半导体W的边缘E到非载置部6a的外周侧边缘的平面尺寸。

通过在基座部与环状部之间设有中间层，能够提高环状部的接合强度。

并且，在优选的实施方式中，加热装置包括埋设到基座部的内部的发热体以及埋设到基座部的内部的高频发生电极。

并且，在优选的实施方式中包括接合到基座的背面的支撑部。

[基座部以及中间层的材质]

上述陶瓷材料中，构成主相的氮氧化铝镁的40～1000℃的线热膨胀系数为6～7ppm/K。因此，通过改变副相成分的MgO-AlN固溶体（12～14ppm/K）、尖晶石（8～9ppm/K）和氮化铝（5～6ppm/K）的比率，可在维持高耐腐蚀性的同时将线热膨胀系数控制为5.5～10ppm/K。但是，由于尖晶石和氮化铝较氮氧化铝镁和MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性低，优选更少。通过此种热膨胀的调整，可减小与氧化铝、氧化钇及氮化铝等用于半导体制造装置构件的材料的热膨胀差。这样可令本发明的陶瓷材料与传统材料的层叠和贴合成为可能。

具体地说，基座部的材质可示例出氧化铝、氧化钇、氮化铝、氧化镁、氮化硅、尖晶石，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形成基座部，由此，能够维持高热传导，易于在晶片上保持温度均匀性。

基座部与环状构件的连接方法没有特别地限定。两者例如可以通过一体烧结来接合，也可以通过粘合剂来接合。

作为这样的粘合剂可示例出硅系粘合剂、丙烯系粘合剂、Al合金粘合剂。

在优选的实施方式中，基座部与环状部的线热膨胀系数差为0.3ppm/K以下。在该情况下，高温接合两者（例如通过一体烧结来接合）时或重复该层叠体在高温-低温下的使用时，不用担心产生裂纹或剥离。

如上所述，基座部与环状部可以通过中间层接合。这样的话，能够进一步地抑制例如由热膨胀率不同所的环状部的剥离。该中间层选为具有基座部与环状部的中间性质的层。

具体地说，中间层可以是烧结上述陶瓷材料与基座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。

[发热体以及电极的材质]

发热体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、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12的材料，可优选采用钼（Mo）、钨（W）、铌（Nb）等的高熔点导电材料。

作为用于在基座上使等离子体产生的高频电极以及静电卡盘电极的材质，能够利用上述的发热体材料。

[支撑部的材质]

支撑部（即所谓的柄）的材质并没有特别的限定，可示例出以下物质。

本申请中的材料、氮化铝、氧化铝、氧化镁、尖晶石

优选的是，支撑部的材质也为与基座部相同的陶瓷材料。只是，在该情况下，形成基座部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，可以是相互不同的组成。

[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。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。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。此外，即使使用了纯度99质量%以上的MgO原料的情况下，也可制作与使用纯度99.9质量%以上的MgO原料时同等的陶瓷材料。

1.陶瓷材料

首先，说明以镁、铝、氧及氮为主要成分的陶瓷材料（实验例1～19）。此外，实验例1～3、6～16相当于本发明的实施例，实验例4、5、17～19相当于比较例。

[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1.2。

.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]

除了按表1所示质量%称量MgO原料及Al₂O₃原料以外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。

[实验例5]

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6～12]

除了按表1所示质量%称量MgO原料、Al₂O₃原料及AlN原料、且烧成温度设定为表1所示温度以外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。

[实验例13～19]

除了按表1所示质量%称量MgO原料、Al₂O₃原料及AlN原料、烧成温度设定为表1所示温度、且烧成气氛为N₂以外，与实验例1同样地得到陶瓷材料。

[评价]

将实验例1～19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所示。另外，实验例1～19中，也制作了直径50mm的试样，但得到的评价结果与表1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）结晶相评价

用研钵将材料粉碎，通过X射线衍射装置确定结晶相。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）。

（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（6.67Pa）、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）平均线热膨胀系数（40～1000℃）

使用膨胀计（ブルカー·エイエックスエス制造）于氩气气氛中测定。

（6）弯曲强度

根据JIS-R1601，通过弯曲强度试验测定。

（7）体积电阻率测定

根据JIS-C2141的方法，在大气中、室温（25℃）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7和实验例19（MgO烧结体），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1的体积电阻率中，“aEb”表示a×10^b，例如“1E16”表示1×10¹⁶。

[评价结果]

图1显示了实验例1的XRD解析图表。此外，实验例2、3的XRD解析图表与实验例1大致相同，因此省略图示。此外，实验例1～19检测出的结晶相汇总如表1所示。如图1所示，实验例1～3的陶瓷材料的XRD解析图表，由无法确定的多个波峰（图1中的□）与氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的波峰（图1中的○）构成。无法确定的波峰（□）与氧化镁、尖晶石、氮化铝任意一个均不相符地在2θ=47～49°（47～50°）有波峰，推测为氮氧化铝镁。此外，这些氮氧化铝镁的波峰，与例如参考文献1（J.Am.Ceram.Soc.，93[2]322-325（2010））或参考文献2（日本专利特开2008-115065）所示的MgAlON（或氮氧化铝镁）的波峰不一致。一般，已知这些MgAlON是尖晶石中固溶了N成分的物质，可认为具有与本发明的氮氧化铝镁具有不同的晶体结构。

MgO-AlN固溶体的（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°。图2显示了实验例1的EPMA元素分布图。根据图2，确认了实验例1由图1所示的氮氧化铝镁（x部）与MgO-AlN固溶体（y部）2相构成，可知前者为主相。此处，主相指的是体积比例中占50%以上的成分，副相指的是主相以外的XRD波峰确定的相。考虑到截面观察中的面积比反映出了体积比例，因此主相为在EPMA元素分布图中占50%以上面积的区域，副相为主相以外的区域。根据图2可知，氮氧化铝镁的面积比为约66%，氮氧化铝镁为主相。此外，x部特定为氮氧化铝镁的根据是，由Mg、Al、O、N这4个成分构成，与实验例4的尖晶石材料（z部）相比，Mg、N浓度高，Al浓度为相同程度，O浓度低。即，该氮氧化铝镁具有较尖晶石含有更多Mg的特征。对于其他实验例也进行同样的解析，例如实验例10的氮氧化铝镁的面积比为约87%，可知氮氧化铝镁为主相。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。

另外，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2为黑白显示，因此以下说明图2本来的颜色。实验例1中，Mg的x部为黄绿、y部为红，Al的x部为橙、y部为青，N的x部为橙、y部为青，O的x部为淡蓝、y部为橙。实验例4中，Mg整体（z部）为绿，Al整体为橙，N整体为黑，O整体为红。

并且，实验例4中，由于没有使用氮化铝，因此没有生成上述氮氧化铝镁，其陶瓷材料作为主相含有尖晶石（MgAl₂O₄）。实验例5中，由于烧成温度低，因此没有生成上述氮氧化铝镁，其陶瓷材料作为主相含有氧化镁，作为副相含有尖晶石和氮化铝。图3显示了实验例7的XRD解析图表，图4显示了实验例10的XRD解析图表。根据图3、4可知，实验例7、10均主要检测出了在2θ=47～49°（或47～50°）有波峰的氮氧化铝镁（图中的□），实验例7的副相为尖晶石（图中△），实验例10的副相为MgO-AlN固溶体（图中的○）。此外，对于实验例6、8、9、11、12，省略XRD解析图表的图示，主相和副相如表1所示。

然后，实验例1～3、6～8的陶瓷材料的蚀刻率为实验例4的80%以下、实验例9～12的蚀刻率为实验例4的90%以下，是较低的值，耐腐蚀性非常高。由于实验例5含有较多的耐腐蚀性低的尖晶石和氮化铝，因此蚀刻率变高。此外，实验例18所示的氧化铝的蚀刻率值比实验例4的陶瓷材料（尖晶石）更高。此外，实验例1～3、6～8的陶瓷材料的弯曲强度和体积电阻率值也非常高。

并且，也测定高温下的蚀刻率。在这里，对于实验例2及实验例10的陶瓷材料，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高温耐腐蚀试验。此外，通过阶差仪测定的遮蔽面与暴露面之间的阶差除以试验时间，计算各材料的蚀刻率。其结果是，各材料的蚀刻率在氧化铝的1/3倍以下、氮化铝的1/5倍以下，与尖晶石为相同水平，高温下的等离子体耐腐蚀性也良好。

ICP：800W、偏置功率：无、导入气体：NF₃/Ar=300/300sccm0.1Torr、暴露时间：5h、试料温度：650℃

实验例12～16的陶瓷材料，蚀刻率与实验例4的尖晶石大致同等（212～270nm/h），线热膨胀系数低于尖晶石（5.8～6.9ppm/K）。即，实验例12～16的陶瓷材料，可以说具有与尖晶石相同的耐腐蚀性并且线热膨胀系数低，可用作静电卡盘材料和加热材料，特别是加热材料。此外，实验例17，虽然原料组成与实验例6相同，但由于烧成温度低，因此主相不是氮氧化铝镁而是尖晶石，因此较实验例6耐腐蚀性低，同时线热膨胀系数变高。此外，实验例12～16的陶瓷材料，弯曲强度和体积电阻率值也足够高。

并且，实验例7与实验例19的600℃下的体积电阻率分别为5×10⁸Ωcm、2×10¹²Ωcm，主相为XRD波峰至少出现在2θ=47～49°（或47～50°）的氮氧化铝镁相的陶瓷材料，电阻低于MgO。

由以上可预测，实验例1～3、6～16制作的陶瓷材料也具有低于氧化镁的电阻。

【表1】

2.层叠烧结

接着说明将使用了上述陶瓷材料的第1构造体与第2构造体层叠烧结的层叠体（实验例20～26）。另外，实验例20～24相当于本发明的实施例，实验例25、26相当于比较例。

[实验例20、21]

实验例4、6～12的陶瓷材料，40～1000℃的平均线热膨胀系数为7～9ppm/K。实验例20、21，如表2所示，以实验例10的陶瓷材料为第1构造体的同时，以氮化铝为第2构造体，将第1及第2构造体层叠、成型为直径50mm的试料，进行层叠烧结。该氮化铝中，作为烧结助剂另外添加5质量%的氧化钇（即对于AlN100质量份添加5质量份Y₂O₃的比例，称为AlN[1]），或添加50质量%的氧化钇（即对于AlN100质量份添加50质量份Y₂O₃的比例，称为AlN[2]）。氮化铝、氧化钇原料分别使用纯度99.9质量%以上、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的纯度。此外，40～1000℃的平均线热膨胀系数，AlN[1]为5.7ppm/K、AlN[2]为6.2ppm/K，因此第1构造体与第2构造体之间产生热膨胀差。因此，在第1构造体与第2构造体之间设置了混合了AlN[1]或AlN[2]和实验例10的原料的中间层。通过该中间层，可以缓和热膨胀差。在使用了AlN[1]的实验例20中，中间层为按质量比25∶75、50∶50、75∶25混合的3层，在使用了AlN[2]的实验例21中，中间层为按质量比40∶60、60∶40混合的2层。以下详细说明调合、成型、烧成各工序。

·调合

第1构造体的原料使用与上述实验例10同样方法制作的调合粉末。第2构造体的原料以氮化铝为主相，如下调合。第2构造体的AlN[1]中，首先，以100质量%、5.0质量%的比例称量氮化铝粉末、氧化钇粉末，以异丙醇为溶剂，使用尼龙制的罐、尼龙制圆球进行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，过30目的筛，制成调合粉末。再将得到的调合粉末在大气气氛中进行450℃、5小时以上的热处理，烧失除去湿式混合中混入的碳成分。使用了AlN[1]的层叠体的中间层如下调合。首先，按质量比75∶25（中间层1）、50∶50（中间层2）、25∶75（中间层3）的比例称量实验例10的调合粉末和上述氮化铝的调合粉末，以异丙醇为溶剂，用尼龙制的罐、尼龙制圆球进行4小时湿式混合。混合后取出浆料，在氮气流中进行110℃干燥。然后过30目的筛，制成调合粉末。第2构造体的AlN[2]，除了按100质量%、50质量%的比例称量氮化铝粉末、氧化钇粉末以外，按照与AlN[1]同样的方法调合。此外，使用了AlN[2]的层叠体的中间层，除了按质量比60∶40（中间层1）、40∶60（中间层2）的比例称量实验例10的调合粉末与上述氮化铝的调合粉末以外，按照与AlN[1]同样的方法调合。

·成型

首先将第2构造体的原料即氮化铝调合粉末填充至直径50mm的金属模具内，以200kgf/cm²的压力单轴加压成型。不脱模氮化铝成型体，填充中间层的调合粉末，使其上部的氮化铝较多，以200kgf/cm²的压力在每次填充时进行单轴加压成型。最后填充第1构造体的原料——实验例10的调合粉末，以200kgf/cm²加压成型。对于使用了AlN[1]的层叠体，制为第2构造体的氮化铝层为10mm、中间层为各1mm×3层、第1构造体的实验例10的层为10mm构成的合计23mm的圆盘状成型体。此外，对于使用了AlN[2]的层叠体，制为第2构造体的氮化铝层为10mm、中间层为各1mm×2层、第1构造体的实验例10的层为10mm构成的合计22mm的圆盘状成型体，将这些层叠的圆盘状成型体收容到烧成用石墨铸模中。

·烧成

通过将收容到烧成用石墨铸模的圆盘状成型体热压烧成，得到一体烧成的陶瓷材料。热压烧成中，加压压力为200kgf/cm²，以烧成温度1800℃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。此外，对实验例20、21还实施了在烧成温度1750℃下的烧成（实验例20-1、21-1）。

上述制造方法得到的烧结体，使用了AlN[1]的层叠体（实验例20、20-1）、使用了AlN[2]的层叠体（实验例21、21-1）均由上部以高耐腐蚀的氮氧化铝镁为主、烧结体的下部以高热传导的氮化铝为主的烧结体构成，中间配置有中间层。中间层随着从第1构造体向第2构造体接近而AlN含有量增高倾斜。这些烧结体中，各层间没有裂纹、裂缝等。可认为这是由于第1构造体与第2构造体之间有中间层，因而回避了烧成中的热应力。此外，通过控制氮化铝基材的热膨胀率，减小了基材与氮氧化铝镁间产生的热应力，可令中间层较薄。这种烧结体推测适宜用于例如，静电卡盘和基座、加热器、板、内壁部件、观察窗、微波导入窗、微波耦合用天线等的半导体制造装置用构件。

[实验例22～24]

实验例22中，如表2所示，除了以实验例6的陶瓷材料为第1构造体、以氧化铝为第2构造体、无中间层、在N₂气氛下层叠烧结以外，与实验例20同样地得到层叠体。实验例23，如表2所示，除了以实验例6的陶瓷材料为第1构造体、以氧化钇为第2构造体、无中间层、在N₂气氛下层叠烧结以外，与实验例20同样地得到层叠体。实验例24，如表2所示，除了以实验例13的陶瓷材料为第1构造体、以氮化铝（AlN[1]）为第2构造体、无中间层、在N₂气氛下层叠烧结以外，与实验例20同样地得到层叠体。实验例22～24均没有发现层间有裂纹和裂缝等。此外，实验例22～24中，由于第1构造体与第2构造体之间的线热膨胀系数差较小，均在0.3ppm/K以下，因此无中间层也可防止产生裂纹和裂缝等。这些层叠体也与实验例20、21一样，推测适宜用于，静电卡盘和基座、加热器、板、内壁部件、观察窗、微波导入窗、微波耦合用天线等的半导体制造装置用构件。此外，实验例22～24也可像实验例20、20-1、21、21-1那样设置中间层。

[实验例25、26]

实验例25，如表2所示，除了以氧化铝为第1构造体、氮化铝（AlN[1]）为第2构造体、在N₂气氛下层叠烧结以外，与实验例20同样地得到层叠体。实验例26，如表2所示，除了以尖晶石为第1构造体、氮化铝（AlN[1]）为第2构造体、在N₂气氛下层叠烧结以外，与实验例20同样地得到层叠体。实验例25、26均在层间产生了裂纹。可认为这是由于第1构造体与第2构造体之间的线热膨胀系数差过大，因此虽然设置了中间层，却无法完全防止热膨胀差造成裂纹。

【表2】

[加热装置的制造与评价]

针对本发明所涉及的陶瓷加热器的制造方法，参照第5图～第9图进行说明。

如表3所示，分别制造图5、图6、图7及图9所示的加热装置。

首先，实验No.1-C1、C2、C3、C4、C5，2-C1、C2、C3、C4、C5中，由本发明的陶瓷形成环状部，通过氮化铝形成基座部。具体地说，通过以下的工艺。

（一）进行环状部的材料调整。关于构成环状部的材料，具体地说，称量MgO原料、Al₂O₃原料以及AlN原料，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。作为混合方法，采用例如被称为滚筒筛的容器自身进行旋转的大型球磨机装置来进行。取出混合后浆体，在氮气流中在110℃下干燥。其后通过有30目的筛，制成调合粉末。另外，该调合粉末的Mg/Al的摩尔比为1.2。

另一方面，关于基座部，具体地说，将氮化铝陶瓷粉末与成形用粘结剂混合。滚筒筛的混合的时间为例如30分左右。其后，通过喷雾干燥器（SD）等的造粒装置，进行造粒，得到造粒粉。

（二）然后，通过机械压力机在单轴加压下对得到的基座部用的造粒粉进行成形，进一步地将环状部用的调合粉末添加到规定的地点，再次通过机械压力机在单轴加压下进行成形，制造预备的成形体。然后，在该预备的成形体内部载置发热体以及电流导入端子部，再次由机械压力机进行成形。

（三）将如上所述地制作的成型体投入到热压方式等的烧成炉中，进行烧成。由于热压是在碳夹具内充填或插入原料粉末或成型体，在30～50MPa的单轴加压下进行烧成，因而适合于在通常的常压烧结下难以致密化的陶瓷材料的烧成。此时的烧成条件为烧成温度1600℃～2000℃，压力100～300kg/cm²，烧成时间2～5小时。

（四）并且，在基座的背面侧设有柄。除板之外另外制造柄部分。首先，进行柄的材料调整。具体地说，与构成板的基座部的氮化铝陶瓷的材料调整同样地得到调合粉末。将得到的调合粉末投入到冷等静压加压（冷静水压加压：Cold IsostaticPressing，CIP）等的烧成炉中，进行烧成，制造成型体。CIP是对由模具成型法而得到的单轴成型体实施等静压的成型处理的方法，能够提高成型体密度并消除密度不均。不进行模具成型，直接充填橡胶型的原料粉末并进行CIP处理也能够得到成型体。通过常压烧成炉等对这样得到的柄的成型体进行烧成。此时的烧成条件是烧成温度1600℃～2000℃，压力1～30kg/cm²，烧成时间1～5小时。然后，进行柄的外周或包装的加工。由上述的次序得到的板与柄通过直接结合法在烧成炉内接合。此时的烧成条件为烧成温度1400℃～2000℃，压力100～300kg/cm²，烧成时间2～5小时。

（五）环状构件的配置范围可以如表3所示进行种种变更。但是，可以将环状构件的设置范围作为从基座的中心起的距离（R），进行种种变更。

但是，实验No.1-C1、C2、C5中，如图5所示环状部延伸到基座部的外周边缘。实验No.1-C3、C4中，如图6所示，在基座部的外周形成有环状突起2c。实验No.2-C3、C4中，如图7所示，在环状部的外周形成有环状突起6a，且在基座部的外周形成有环状突起2c。实验No.2-C1、C2、C5中，如图7所示，在环状部的外周形成有环状突起6a，然而，环状部延伸到基座部的外周边缘，在基座部的外周没有形成环状突起2c。

[实验No.1-A，2-A]

实验No.1-A中，制造图9所示的基座。在实验No.2-A中，制造图7所示的基座，然而，环状部延伸到基座部的外周边缘，基座部的外周没有形成环状突起2c。基座的材质仅用氮化铝，按实验No.1-C，2-C那样制造。

[实验No.1-B，2-B]

实验No.1-B中，制造图9所示的基座。实验No.2-B中，制造图7所示的基座，然而，环状部延伸到基座部的外周边缘，在基座部的外周没有形成环状突起2c。基座的材质仅用以MgAlON为主相的所述陶瓷材料，按实验No.1-C，2-C那样制造。

[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：600℃

·评价特性：上述的耐腐蚀试验前后的晶片上的温度均匀性、粒子量、表面粗糙度

·晶片外周部成膜范围

各例的陶瓷加热器设置在CVD内，硅晶片设置在陶瓷加热器上，加热到550℃，来进行绝缘膜的CVD成膜。测定得到的成膜后的晶片外周部的膜的厚度并计算最大值与最小值与的差（范围）。另外，加热器的到各温度的加热是由安装在陶瓷板的背面的未图示的热电偶进行的温度控制通过来进行。外周部成膜范围具体地定义为在R140～R147mm的范围内的成膜厚度的最大/最小的差。

下表的各实验例中用到的以Mg-Al-O-N为主相的所述材料为上述的实施例（表1）中的实验例12的组成。

【表3】

在本发明的实施方式即实验No.1-C，2-C中，耐腐蚀试验前的成膜范围小，且耐腐蚀试验后也显著地将成膜范围保持为小的值。

实验No.1-A，2-A中，基座由氮化铝构成，但耐腐蚀试验前后成膜范围均很大。

实验No.1-B，2-B中，基座仅由以MgAlON为主相的所述陶瓷材料构成，而腐蚀性高，耐腐蚀试验后成膜范围也不劣化。然而，耐腐蚀试验前的成膜范围比实验No.1-C，2-C较差。

这些作用效果在半导体处理装置领域中是划时代的，很明显可以期待在产业上巨大的应用。

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

1.一种加热装置，其包括：具有加热半导体的加热面的基座部，和设在所述加热面的外侧的环状部，所述加热装置的特征在于，

所述环状部由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～50°。

2.根据权利要求1所述的加热装置，其特征在于，

所述基座部包括包围所述环状部的外周边缘的外周侧凸起。

3.根据权利要求1或2所述的加热装置，其特征在于，

所述环状部包括载置所述半导体的外周部的载置部。

4.根据权利要求3所述的加热装置，其特征在于，

所述环状部包括设在所述载置部的外侧、包围所述半导体的非载置部。

5.根据权利要求4所述的加热装置，其特征在于，

所述非载置部由包围所述半导体的外周边缘的环状凸起构成。

6.根据权利要求1至5任一项所述的加热装置，其特征在于，

所述基座部与所述环状部被一体烧结。

7.根据权利要求1至6任一项所述的加热装置，其特征在于，包括：

设在所述基座部与所述环状部之间的中间层。

8.根据权利要求1至7任一项所述的加热装置，其特征在于，包括：

埋设到所述基座部的内部的发热体以及埋设到所述基座部的内部的高频发生电极。

9.根据权利要求1至8任一项所述的加热装置，其特征在于，包括：

接合到所述基座部的背面的支撑部。

10.根据权利要求1至9任一项所述的加热装置，其特征在于，

所述2θ为47～49°。

11.根据权利要求1至10任一项所述的加热装置，其特征在于，

所述陶瓷材料以氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相为副相。

12.根据权利要求11所述的加热装置，其特征在于，

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波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2θ=42.9～44.8°、62.3～65.2°。

13.根据权利要求12所述的加热装置，其特征在于，

所述MgO-AlN固溶体的使用CuKα线时的（111）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°。

14.根据权利要求1至13任一项所述的加热装置，其特征在于，

构成所述基座部的材质由以氮化铝、氧化钇或氧化铝为主相的陶瓷构成。

15.一种环状部，其设置在具有加热半导体的加热面的基座上，所述环状部的特征在于，

16.根据权利要求15所述的环状部，其特征在于，包括：

包围所述半导体的外周边缘的环状凸起。

17.根据权利要求15或16所述的环状部，其特征在于，

所述2θ为47～49°。

18.根据权利要求15至17任一项所述的环状部，其特征在于，

19.根据权利要求18所述的环状部，其特征在于，

20.根据权利要求19所述的环状部，其特征在于，