DE69610673T2

DE69610673T2 - Gesinterte Aluminiumnitridkörper und ihr Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE69610673T2
Application number: DE69610673T
Authority: DE
Inventors: Yuki Bessho; Hiromichi Kobayashi; Yujimasa Mori
Original assignee: NGK Insulators Ltd
Current assignee: NGK Insulators Ltd
Priority date: 1995-08-03
Filing date: 1996-07-30
Publication date: 2001-05-10
Anticipated expiration: 2016-07-31
Also published as: EP0992470A2; DE69610673D1; US5908799A; EP0757023A3; KR0185528B1; EP0992470B1; DE69635908D1; EP0992470A3; EP0757023A2; US5728635A; DE69635908T2; KR19980013718A; EP0757023B1

Description

(1) Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft Aluminiumnitridkörper sowie eine Vorrichtung zur Herstellung von Halbleitern unter Verwendung solcher Aluminiumnitridkörper als Substrate. Die Erfindung betrifft auch Aluminiumnitrid-Sinterkörper und deren Herstellungsverfahren sowie eine Vorrichtung zur Herstellung von Halbleitern unter Verwendung solcher Aluminiumnitrid-Sinterkörper als Substrate.

(2) Stand der Technik

Bei Vorrichtungen zur Halbleitererzeugung, wie z. B. Ätzvorrichtungen oder Vorrichtungen zur chemischen Abscheidung aus der Gasphase, werden allgemein sogenannte korrosionsfreie Heizgeräte oder Heizgeräte mit indirekter Heizung verwendet. Wenn jedoch solche Heizquellen eingesetzt werden, können durch die Wirkung von korrodierendem Gas auf Halogenbasis Teilchen erzeugt werden, und der Wirkungsgrad der Heizung ist gering. Um diese Probleme zu lösen, hat NGK Insulators ein Keramik-Heizgerät geoffenbart, bei dem ein Draht aus einem hochschmelzenden Metall in einem dichten Keramiksubstrat eingebettet ist (JP-A-3-261131). Dieser Draht ist im Inneren eines scheibenförmigen Substrats spiralförmig gewunden, und Anschlüsse sind mit den gegenüberliegenden Enden des Drahts verbunden. Es ist entdeckt worden, dass ein solches Keramik-Heizgerät hervorragende Eigenschaften aufweist und insbesondere für die Verwendung bei der Herstellung von Halbleitern geeignet ist.
Es ist bekannt, dass Keramikmaterialien auf Nitridbasis, wie etwa Siliziumnitrid, Aluminiumnitrid und Sialon, als Keramikmaterialien bevorzugt werden, die Substrate für die Keramik-Heizgeräte bilden. Weiters ist auf dem Keramik-Heizgerät manchmal ein Träger ("susceptor") angeordnet, und die Halbleiterwafer werden auf dem Träger angeordnet erhitzt. NGK Insulators, Ltd. hat geoffenbart, dass Aluminiumnitrid als Substrat für solche Keramikheizgeräte und Träger bevorzugt wird (JP-A-5-101871). Insbesondere bei den Vorrichtungen zur Halbleitererzeugung werden häufig korrodierende Gase auf Halogenbasis, wie z. B. CIF&sub3;-Gas, als Ätzgas oder als Reinigungsgas verwendet. Der Grund, weshalb Aluminiumnitrid bevorzugt wird, basiert auf der Bestätigung, dass Aluminiumnitrid extrem hohe Korrosionsbeständigkeit gegen derartige korrodierende Gase auf Halogenbasis aufweist.
Aluminiumnitrid-Sinterkörper selbst sind im Allgemeinen weiß oder weißlich grau. Es ist jedoch erwünscht, dass das Substrat zur Verwendung als das/der obengenannte Heizgerät oder Träger schwarz ist, weil das schwarze Substrat im Vergleich zum weißen eine größere Strahlungswärmekapazität und bessere Heizeigenschaften aufweist. Weiters ist es, wenn im obigen Heizgerät oder Träger das weiße oder graue Substrat verwendet wird, wahrscheinlich, dass an seiner Oberfläche ungünstigerweise ungleichmäßige Färbung auftritt. Daher besteht Bedarf an einer Verbesserung. Weiters bevorzugen die Kunden schwarz-braune oder schwarz-graue Substrate und dergleichen mit hohem Schwärzegrad und geringer Helligkeit gegenüber weißlichen oder grauen Substraten. Um einen Aluminiumnitrid-Sinterkörper schwarz zu machen, ist bekannt, dass ein geeignetes elementares Metall oder eine Metallverbindung (ein Schwärzungsmittel) einem gepulverten Rohmaterial zugegeben wird, und ein schwarzer Aluminiumnitrid-Sinterkörper wird durch Brennen des resultierenden Gemisches erzeugt (JP-B-5-64697). Als solches Additiv sind Wolfram, Titanoxid, Nickel, Vanadium usw. bekannt.
Die EP-A-0.743.290 (nur gemäß EPC-Artikel 54(3) zitierbar) betrifft Aluminiumnitrid-Sinterkörper und Herstellungsverfahren für solche Körper.
Die EP-A-0.237.072 und die EP-A-0.321.975 betreffen Aluminiumnitrid-Sinterkörper, die relativ signifikante Mengen anderer Metalle als Aluminium enthalten.

Offenbarung der Erfindung

Wenn jedoch ein elementares Metall oder eine Metallverbindung in einen Aluminiumnitrid-Sinterkörper als Schwärzungsmittel aufgenommen wird, wird natürlich aufgrund der Aufnahme des Additivs der Gehalt an Metallverunreinigungen im Aluminumnitrid- Sinterkörper größer. Insbesondere, wenn im. Halbleiter-Herstellungsverfahren ein Element der Gruppe 1a, ein Element der Gruppe I und/oder ein Übergangsmetallelement im Aluminiumnitrid-Sinterkörper vorliegen, ergeben solche Elemente ungünstigerweise ernsthafte Probleme für den Halbleiterwafer oder die Vorrichtung zur Halbleitererzeugung, selbst wenn ihr Gehalt sehr gering ist (das kann z. B. einen Defekt im Halbleiter verursachen). Daher ist verlangt worden, die "Helligkeit" des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers zu verringern, ohne das obige Schwärzungsmittel darin aufzunehmen. "Helligkeit" wird nachstehend erklärt.
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, die "Helligkeit" eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers zu verringern und seine Farbe Schwarz anzunähern, ohne ein Metall oder eine Metallverbindung oder ein Schwermetall oder eine Schwermetallverbindung, beispielsweise eine Sinterhilfe oder ein Schwärzungsmittel, darin aufzunehmen.
Weiters ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Vorrichtung zur Halbleitererzeugung mit Strahlungseffizienz und hohem kommerziellem Wert bereitzustellen, indem ein Substrat mit einem solchen erhöhten Schwärzegrad verwendet wird.
Die vorliegende Erfindung stellt einen Aluminiumnitrid-Sinterkörper gemäß Anspruch 1 bereit.
Vorzugsweise verwendet eine Vorrichtung zur Halbleitererzeugung den Aluminiumnitrid-Sinterkörper als Substrat.
Die vorliegende Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers gemäß Anspruch 6 bereit.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 ist das Spektrum der Röntgenbeugungsanalyse eines Aluminumnitrid-Sinterkörpers als Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;
Fig. 2 ist das Spektrum der Röntgenbeugungsanalyse eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers als Vergleichsbeispiel;
Fig. 3 ist eine Elektronenmikroskop-Aufnahme, die das Keramikgitter eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 4 ist eine Elektronenmikroskop-Aufnahme, die das Keramikgitter nahe der Korngrenze eines Korns aus der AlN-Kristallphase eines Aluminumnitrid-Sinterkörpers gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 5 ist eine Elektronenmikroskop-Aufnahme, die das Keramikgitter nahe der Korngrenze eines Korns aus der AlN-Kristallphase des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers als Vergleichsbeispiel zeigt;
Fig. 6 ist eine Elektronenmikroskop-Aufnahme, die das Keramikgitter in einem Zustand zeigt, in dem ein Korn aus einer (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x-Phase in einer Matrix gebildet wird, die aus Teilchen der AlN-Kristallphase besteht; und
Fig. 7 ist eine Elektronenmikroskop-Aufnahme, die das Keramikgitter aus Fig. 6 zeigt, in dem die Matrix und das Korn aus der (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x Phase vergrößert sind.

Beste Art der Durchführung der Erfindung

Gemäß vorliegender Erfindung ist mit "Helligkeit" Folgendes gemeint.
Die Farbe der Oberfläche eines Objekts wird durch drei Attribute bei der Wahrnehmung einer Farbe ausgedrückt, nämlich Farbton, Helligkeit und Chromatizität. Davon ist die Helligkeit ein Maß zur Angabe eines Attributs im sichtbaren Erscheinungsbild, um zu beurteilen, ob der Prozentsatz an Reflexion an der Oberfläche eines Objekts hoch oder niedrig ist. Die Art der Angabe der Größenordnung dieser drei Attribute ist im JIS- Z-8721 angegeben. Die Helligkeit V wird auf Basis des achromatischen Farb-Standards bestimmt, wonach die Helligkeit von idealem Schwarz 0 und jene von idealem Weiß 10 ist. Der Farbbereich zwischen idealem Schwarz und idealem Weiß ist in 10 Zonen unterteilt, die mit den Symbolen N 0 bis N 10 bezeichnet sind und sich stufenweise um den gleichen Grad an Helligkeit in der Farbwahrnehmung unterscheiden. Die Helligkeit eines tatsächlichen Aluminiumnitrid-Sinterkörpers wird ermittelt, indem die Farbe der Oberfläche des Sinterkörpers jeweils mit N 0 bis N 10 entsprechenden Farbchips verglichen wird. Dabei wird die Helligkeit prinzipiell bis zur ersten Dezimalstelle ermittelt, und 0 oder 5 steht als Ziffer an der ersten Dezimalstelle.
Die relative Dichte des Aluminumnitrid-Sinterkörpers ist ein Wert, der durch die Gleichung [relative Dichte = Rohdichte/theoretische Dichte] definiert ist; die Einheit für die relative Dichte ist Prozent.
Eine Vorrichtung zur Halbleitererzeugung, worin der Aluminiumnitrid-Sinterkörper gemäß vorliegender Erfindung als Substrat verwendet wird, ein Keramikheizgerät, in dem ein Widerstandsheizgerät in einem Substrat aus dem Aluminiumnitrid-Sinterkörper eingebettet ist, eine elektrostatische Fixierung aus Keramik, bei der eine elektrostatisch fixierende Elektrode in ein Substrat eingebettet ist, ein Heizgerät mit einer elektrostatischen Fixierung, bei der ein Widerstandsheizgerät und eine elektrostatisch fixierende Elektrode in ein Substrat eingebettet sind, sowie eine Aktiv-Vorrichtung, beispielsweise eine Hochfrequenzwellen erzeugende Elektrodenvorrichtung, bei der eine plasmaerzeugende Elektrode in ein Substrat eingebettet ist, können genannt werden.
Weiters können verschiedene Vorrichtungen zur Halbleitererzeugung genannt werden, wie z. B. ein Träger zum Anordnen eines Halbleiterwafers darauf, ein Dummywafer, ein Schattenring, eine Röhre zur Erzeugung von Hochfrequenzplasma, eine Kuppel zur Erzeugung von Hochfrequenzplasma, ein für Hochfrequenzwellen durchlässiges Fenster, ein für Infrarotstrahlen durchlässiges Fenster, ein Hebestift zum Tragen des Halbleiterwafers und eine Rieselplatte können genannt werden.
Die Wärmeleitfähigkeit des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers ist vorzugsweise nicht geringer als 90 W/m·K, wenn er als Substrat im Heizelement, z. B. im Keramikheizgerät, im Heizgerät mit elektrostatischer Fixierung oder als den Halbleiterwafer haltender Träger verwendet wird.
Im Verlauf der Untersuchung von Aluminiumnitrid-Sinterkörpern gelang es den Erfindern des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes gelungen, einen schwarzgrauen oder schwarzbraunen Aluminiumnitrid-Sinterkörper herzustellen, der nahezu kein anderes Metallelement, wie z. B. eine Sinterhilfe oder ein Schwärzungsmittel, als Aluminium enthält und eine extrem geringe Helligkeit mit einer schwarzen Farbe einer Helligkeit von nicht mehr als N 4 aufweist, wie gemäß JIS-Z-8721 definiert.
Da dieser Aluminiumnitrid-Sinterkörper als bevorzugte Ausführungsform das Schwarz mit einer Helligkeit von nicht über N 4, wie gemäß JIS-Z-8721 definiert, aufweist, verfügt der Sinterkörper über eine große Strahlungswärmemenge und hervorragende Heizeigenschaften. Daher ist ein solcher Sinterkörper als Substrat geeignet, welches das Heizmaterial für ein Keramikheizgerät, einen Träger usw. bildet. Da außerdem der Gehalt an anderen Metallelement(en) als Aluminium extrem verringert werden kann, besteht nicht die Gefahr, dass ein Halbleiterwafer mit einem solchen Metallelement verunreinigt wird. Insbesondere wird nicht befürchtet, dass der Sinterkörper negative Auswirkungen auf den Halbleiterwafer oder eine Vorrichtung dafür ausüben wird. Weiters fallen Farbschwankungen an der Oberfläche des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers gemäß vorliegender Erfindung nicht auf, und das Aussehen des Aluminiumnitrid-Sinterkörpes ist hervorragend. Außerdem ist der kommerzielle Wert des Sinterkörpers deutlich verbessert, weil er einen hohen Schwärzegrad aufweist.
Im Detail erklärt haben die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes ein Rohmaterial hergestellt, das aus gepulvertem Aluminiumnitrid besteht, das 500 ppm bis 5.000 ppm Kohlenstoff enthält, es geformt und den Formkörper bei einer Temperatur von nicht unter 1.730ºC und einem Druck von nicht weniger als 80 kg/cm² durch Heißpressen gesintert. Dadurch ist es den Erfindern gelungen, das obige schwarz-braune oder schwarz-graue Aluminiumnitrid-Substrat mit geringer Helligkeit zu erzeugen. Das Rohmaterial, bestehend aus dem gepulverten Aluminiumnitrid, das 500 ppm bis 5.000 ppm Kohlenstoff enthält, kann nach einem der folgenden Verfahren hergestellt werden.
(1) Gepulvertem Aluminiumnitrid wird eine bestimmte Menge einer Kohlenstoffquelle zugegeben, um den Gehalt an Kohlenstoff im Pulver auf 500 ppm bis 5.000 ppm einzustellen.
(2) Ein Rohmaterial aus dem gepulverten Aluminiumnitrid mit einem Kohlenstoffgehalt von 500 ppm bis 5.000 ppm wird hergestellt, indem mehrere Arten von Aluminiumnitridpulvern mit unterschiedlichem Kohlenstoffgehalt in einem bestimmten Verhältnis vermischt werden. Dabei können drei oder mehr Arten von Aluminiumnitridpulvern vermischt werden. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird jedoch ein Rohmaterial aus dem gepulverten Aluminiumnitrid mit einem Kohlenstoffgehalt von 500 ppm bis 5.000 ppm erzeugt, indem ein erstes Aluminiumnitridpulver mit einem geringeren Kohlenstoffgehalt mit einem zweiten Aluminiumnitrid mit einem höheren Kohlenstoffgehalt in einem bestimmten Verhältnis vermischt werden.
Auf diese Weise ist es den Erfindern des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes gelungen, auf reproduzierbare Weise den Aluminiumnitrid-Sinterkörper mit geringer Helligkeit durch Sintern eines Aluminiumnitridpulvers, das Kohlenstoff in einem bestimmten Verhältnis enthält, in einem bestimmten Temperaturbereich unter hohem Druck herzustellen. Wenn der Gehalt an Kohlenstoff geringer als 500 ppm ist, nimmt die Helligkeit des Sinterkörpers zu, während, wenn der Gehalt an Kohlenstoff über 5.000 ppm liegt, die relative Dichte des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers auf weniger als 92% verringert wird und sein Farbton grau ist.
Es wurde geklärt, dass, wenn die Brenntemperatur unter 1.730ºC liegt, die Verdichtung des Sinterkörpers nicht ausreicht, so dass der Aluminiumnitrid-Sinterkörper weiß sein kann und seine Helligkeit auf nicht weniger als 7 ansteigen kann. Wenn andererseits die Brenntemperatur des obigen Pulvers über 1.920ºC liegt, wird eine Polytyp-Phase gebildet, so dass die Helligkeit des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers ansteigen kann. Wenn die Brenntemperatur im Bereich von 1.750ºC bis 1.900ºC liegt, wird die Helligkeit der Aluminiumnitrid-Sinterkörper besonders stark verringert.
Wenn der Brenndruck geringer als 80 kg/cm² ist, hat sich gezeigt, dass eine AlN-Al&sub2;CO- Kristallphase gebildet wird oder zusätzlich zur AlN-Al&sub2;CO-Kristallphase eine Polytyp- Phase gebildet wird, so dass sich die Helligkeit des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers erhöhen kann. Aus einem weiter unten erklärten Grund ist dieser Druck vorzugsweise nicht geringer als 150 kg/cm² und mehr bevorzugt nicht geringer als 200 kg/cm². Anhand der Leistungsfähigkeit der tatsächlichen Erzeugungsvorrichtung zu urteilen, liegt dieser Druck vorzugsweise nicht über 0,5 t/cm².
Der Aluminiumnitrid-Sinterkörper weist vorzugsweise eine schwarze Farbe mit einer Helligkeit N 3, wie gemäß JIS-Z-8721 definiert, auf.
Die Zugabe eines anderen Metallelements als Aluminium zum gepulverten Aluminiumnitrid sollte vermieden werden, und ein solches Metallelement ist zu nicht mehr als 100 ppm enthalten. Mit "anderes Metallelement als Aluminium" sind Metalle gemeint, die zu den Gruppen Ia-VIIa, VIII, (b und IIb und zu einem Teil der Gruppen IIIb und IVb (Si, Ga, Ge usw.) im Periodensystem zählen.
Weiters haben die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes bestätigt, dass Aluminiumnitrid-Sinterkörper mit hoher Reinheit, die jeweils eine Helligkeit von nicht über N4 aufweisen, auch durch isostatisches Heißpressen unter den gleichen Bedingungen wie oben angeführt erzeugt werden können, solange die obigen Temperatur- und Druckanforderungen erfüllt werden.
Die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes haben den Grund untersucht, weshalb der wie oben erwähnt erzeugte Aluminiumnitrid-Sinterkörper einen hohen Schwärzegrad und geringe Helligkeit aufweist. Als Ergebnis haben die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes die folgende Tatsache entdeckt und die vorliegende Erfindung gemacht.
Genauer gesagt war bei den Proben mit dem Schwarz-Braun oder dem Schwarz-Grau mit einer Helligkeit von nicht über N4 die Hauptkristallphase AlN, und AlON wurde als Nebenkristallphase gebildet, aber es war keine andere Kristallphase zu finden. Im Hinblick darauf wurde eine Röntgenbeugungsanalyse durchgeführt. Beispielsweise wurde, wie in Fig. 1 gezeigt, geklärt, dass die Peaks von Kohlenstoff klar erschienen. Das zeigt, dass zusätzlich zur AlN-Hauptkristallphase und AlON-Kristallphase eine Kohlenstoffphase gebildet wurde.
Im Spektrum dieser Röntgenbeugungsanalyse wurde kein Peak ermittelt, der einer C- Achsenoberfläche entspricht. Das bedeutet, dass die Anzahl an laminierten Schichten der Laminatstruktur von Kohlenstoffatomen nur aus wenigen besteht, und daher ist die Dicke der Kohlenstoffschichtstruktur extrem dünn. Es wird angenommen, dass der Kohlenstoff nahe der Korngrenze der AlN-Kristallphase vorliegt.
Wenn die obige Probe mit der geringen Helligkeit beispielsweise auf 1.850ºC erhitzt wurde, bleibt - wie aus dem in Fig. 2 gezeigten Röntgenbeugungsspektrum hervorgeht - die AlN-Kristallphase bestehen, aber weder die AlON-Phase noch der Kohlenstoff erscheinen und werden detektiert. Das wird darauf zurückgeführt, dass der Sauerstoff in der AlON-Phase und der Kohlenstoff fest gelöst in den AlN-Kristallkörnern vorliegen. Beispielsweise sind die N-Stellen durch Sauerstoffatome substituiert, so dass sich ein Farbzentrum bilden kann, um Licht im Bereich kurzer Wellenlängen zu absorbieren. Die Mikrostruktur des obengenannten Aluminiumnitrids wird in Fig. 3 gezeigt. Wie in Fig. 3 gezeigt, liegen in den AlN-Kristallkörnern sehr kleine AlON-Kristalle vor, zwischen den kristallinen Phasen ist nahezu keine Korngrenze zu erkennen, und der Korngrenzenabschnitt, an dem die Kristalle miteinander in Kontakt kommen, ist dicht und weist keine Zwischenräume auf. Fig. 4 ist eine Elektronenmikroskop-Aufnahme eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers, der im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, wobei der Korngrenzenabschnitt der aus AlN bestehenden Kristalle vergrößert ist. Zwischen den AlN-Kristallen ist keine andere Phase zu erkennen.
Als Verfahren zur Herstellung von Aluminiumnitridpulver sind das Reduktions-/Nitrierungsverfahren und ein direktes Nitrierungsverfahren bekannt. Gemäß vorliegender Erfindung kann der Aluminiumnitrid-Sinterkörper mit geringer Helligkeit hergestellt werden, indem das nach einem dieser Verfahren hergestellte gepulverte Rohmaterial eingesetzt wird. Die bei diesen Verfahren eingesetzten chemischen Reaktionen sind nachstehend beschrieben.
Reduktions-/Nitrierungsverfahren: Al&sub2;O&sub3; + 3C + N2 → 2AlN + 3CO
Direktes Nitrierungsverfahren: i) Al(C&sub2;H&sub5;) + NH&sub3; → AlN + 3C&sub2;H&sub6;
(Gasphasenverfahren)
ii) 2Al + N&sub2; → 2AlN
Wenn das Aluminiumnitridpulver zu sintern ist, wird dem Pulver ein bestimmter Anteil an Kohlenstoff zugegeben, und das Gemisch wird unter hohem Druck erhitzt und gesintert. Dabei wird Al&sub2;O&sub3;, das nahe der Oberfläche des Aluminiumnitridpulvers vorliegt, mit dem zugegebenen Kohlenstoff reduziert, wodurch AlN gebildet wird. Es wird angenommen, dass während der Zeit, wo diese Reduktion entsprechend den nachstehend angeführten Formeln (1), (2) und (3) abläuft, eine Bande an der Oberfläche der AlN- Körner gebildet wird, so dass die Bande kontinuierlich sichtbares Licht über einen weiten Bereich absorbieren kann, um die Helligkeit zu verringern. Die Kohlenstoff-Phase muss jedoch dabei nahe der Korngrenze bleiben. Es wird angenommen, dass, wenn die Brenntemperatur darüber hinaus geht und höher als 1.950ºC wird, die Bildung der Al&sub2;O-Phase gemäß der Formel: Al&sub2;O + C → Al&sub2;OC erfolgt, wodurch die Kohlenstoff- Phase verringert wird, und demgemäß die relativ instabile Bande an der Oberfläche der AlN-Körner, die entsprechend den Formeln (1), (2) und (3) gebildet wird, abnimmt. Weiters wird angenommen, dass, wenn die Haltezeit zu lang ist, der Kohlenstoff auf ähnliche Weise schwindet.
(1) Al&sub2;O&sub3; + C → Al&sub2;O&sub2; + CO
(2) Al&sub2;O&sub3; + 2C → Al&sub2;O&sub2; + 2CO
(3) Al&sub2;O&sub3; + 3C → Al&sub2;O&sub2; + 3CO
Der Aluminiumnitrid-Sinterkörper gemäß vorliegender Erfindung weist üblicherweise eine Hauptkristallphase aus AlN, eine Nebenkristallphase aus AlON und eine Kohlenstoff-Phase auf. Vorzugsweise enthält der Sinterkörper im Wesentlichen keine Phase (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x und weist keine höhere Helligkeit als N4 auf, wie gemäß JIS-Z-8721 definiert.
Das heißt, wenn gepulvertes Aluminiumnitrid unter einem Druck von etwa 80 bis 100 kg/cm² gesintert wird, wird in manchen Fällen ein grauer Aluminiumnitrid-Sinterkörper mit einer Helligkeit N4 bis N5 erzeugt. Das Ergebnis der Röntgenbeugungsanalyse und andere Spektralanalyseergebnisse der resultierenden Kristallphase haben gezeigt, dass die resultierende Matrix im Wesentlichen die Hauptkristallphase aus AlN, die Neben- · kristallphase und die Kohlenstoff-Phase enthält. Andererseits wird, wenn ein Druck von nicht weniger als 150 kg/cm² eingesetzt wird, die Helligkeit des Sinterkörpers weiter verringert, so dass eine Helligkeit von nicht mehr als N4 reproduzierbar erzielt werden kann.
Die Mikrostruktur der Grundmatrix usw. unterscheidet sich in den beiden obigen Fällen nicht. Es wurde jedoch klar gemacht, dass, wie in den Elektronenmikroskop-Aufnahmen der Fig. 6 und 7 gezeigt, die (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x-Phase im grauen Produkt in geringem Ausmaß gebildet wurde. Zwischen der AlN-Kristallphase und der (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x Phase bildeten sich kleine Zwischenräume, so dass Licht in diesen Zwischenräumen gestreut wurde und das Streulicht die Helligkeit erhöhte. Daher kann die Helligkeit des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers weiters auf nicht mehr als N4 verringert und in der Folge auf nicht mehr als N3,5 verringert werden, indem die Bildung einer (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x-Phase verhindert wird.
Die Folgenden können vorteilhaft als Kohlenstoffquelle verwendet werden, die dem gepulverten Aluminiumnitrid zuzusetzen ist.
(1) Ein kohlenstoffhältiges Harz. Beispielsweise ein rieselfähig gepulvertes organisches Harz, das z. B. aus Phenolharz besteht.
(2) Gepulverter Kohlenstoff, wie z. B. Ruß, Graphit oder dergleichen.
(3) Ein Zwischenprodukt von Aluminiumnitrid, das im Verlauf des Reduktions-/Nitrierungsverfahrens oder dergleichen hergestellt wird und eine hohe Kohlenstoff-Konzentration aufweist.
Das Aluminiumnitridpulver und die Kohlenstoffquelle können durch Trockenvermischung, wie z. B. in einem Trockensack, einer Kugelmühle oder einer Schwingmühle, oder durch Nassvermischen unter Verwendung eines organischen Lösungsmittels vermischt werden.
Der Aluminiumnitrid-Sinterkörper gemäß vorliegender Erfindung weist ein hohes Maß an Wärmestrahlung und hervorragende Heizeigenschaften auf. Weiters ist sein kommerzieller Wert hoch, da der Sinterkörper nahezu keine auffälligen Farbschwankungen an der Oberfläche aufweist und schwarz-braun oder schwarz-grau ist. Demgemäß kann der Aluminiumnitrid-Sinterkörper auf geeignete Weise insbesondere für verschiedene Heizvorrichtungen verwendet werden. Weiters werden keine Verunreinigungen verursacht, da beim Aluminiumnitrid-Sinterkörper gemäß vorliegender Erfindung keine Sinterhilfen oder Schwärzungsmittel als Zufuhrquelle von Metallelementen verwendet werden und der Gehalt an anderen Metallatomen als Aluminium auf nicht mehr als 100 ppm unterdrückt ist. Daher ist der Sinterkörper als Material für Arbeiten unter hoher Reinheit bestens geeignet. Insbesondere ruft der Sinterkörper keine nennenswerten negativen Auswirkungen auf den Halbleiterwafer oder die Vorrichtung in dessen Halbleiter-Herstellungsverfahren hervor.
Nachstehend werden detailliertere Versuchsergebnisse beschrieben.

(Versuch A)

Jeder Aluminiumnitrid-Sinterkörper der in den Tabellen 5 und 6 beschriebenen Versuchen A1 bis A12 wurde tatsächlich wie folgt hergestellt. Als Aluminiumnitrid-Rohmaterial wurde Pulver mit hoher Reinheit verwendet, das nach einem Reduktions-/Nitrierungsverfahren oder einem direkten Nitrierungsverfahren erzeugt wurde. In jedem Pulver war der jeweilige Gehalt an Si, Fe, Ca, Mg, K, Na, Cr, Mn, N1, Cu, Zn, W, B und Y nicht größer als 100 ppm, und neben diesen Metallen und Aluminium wurde kein anderes Metall detektiert. Für jeden Versuch ist der Gehalt ari Kohlenstoff in den Tabellen 5 und 6 angegeben.
Ein vorbereitend geformter Körper mit scheibenförmiger Gestalt wurde durch unaxiales Formpressen des jeweiligen Rohmaterialpulvers hergestellt. Der Formkörper wurde in abgedichtetem Zustand in der Heißpresse gebrannt. Die Brenntemperatur, die Haltezeit bei dieser Brenntemperatur und der Druck beim Brennen wurden variiert, wie in den Tabellen 5 und 6 angegeben. Die Hauptkristallphase und anderen Kristallphasen jedes Aluminiumnitrid-Sinterkörpers wurden mittels Röntgenbeugungsanalyse gemessen. Weiters wurde die relative Dichte des Sinterkörpers anhand von Rohdichte/theoretische Dichte berechnet, und die Rohdichte wurde nach dem Archimedes-Prinzip gemessen. Da keine Sinterhilfe mit großer Dichte enthalten war, beträgt die theoretische Dichte des Sinterkörpers 3,26 g/cm³. Der Gehalt an Kohlenstoff im Sinterkörper wurde mittels Elementaranalyse gemessen. Der Farbton des Sinterkörpers wurde visuell bewertet, und die Helligkeit des Sinterkörpers wurde nach dem obengenannten Verfahren gemessen. Diese Ergebnisse sind ebenfalls in den Tabellen 5 und 6 angegeben. Tabelle 5 Tabelle 6
Im Versuch A1, der nicht im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 150 ppm, die Brenntemperatur 1.800ºC und der Druck 200 kg/cm². Im resultierenden Sinterkörper war die Kristallphase, die nicht die AlN-Kristallphase war, ausschließlich AlON, und bei der Röntgenbeugungsanalyse wurde keine Kohlenstoff-Phase entdeckt. Der Farbton des Sinterkörpers war grau. In Versuch A2, der im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 500 ppm, die Brenntemperatur 1.800ºC und der Druck 100 kg/cm². Im resultierenden Sinterkörper wurden die AlON-Kristallphase und die Kohlenstoff-Phase detektiert. Der Farbton des Sinterkörpers war schwarz-grau, und die Helligkeit entsprach N3,5. (n Versuch A3, der nicht im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 750 ppm, die Brenntemperatur 1.700ºC und der Druck 200 kg/cm². Im resultierenden Sinterkörper wurde keine Kohlenstoff-Phase detektiert. Der Farbton des Sinterkörpers war weiß.
In Versuch A4, der im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 750 ppm, die Brenntemperatur 1.750ºC und der Druck 150 kg/cm². Im resultierenden Sinterkörper wurden die AlON-Kristallphase und die Kohlenstoffphase detektiert. Der Farbton des Sinterkörpers war schwarz-grau, und die Helligkeit entsprach N4. In Versuch A5, der im Schutzunifang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 750 ppm, die Brenntemperatur 1.850ºC und der Druck 50 kg/cm².
Im resultierenden Sinterkörper wurde zusätzlich zur AlON-Kristallphase und der Kohlenstoffphase die (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x-Phase detektiert. Demgemäß war der Farbton des Sinterkörpers grau, aber wie oben erwähnt, wurde bestätigt, dass die schwarze Färbung der Matrix deutlich sichtbar war. Bei den Versuchen A6 und A7, die im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegen, wurden hervorragende Ergebnisse erzielt.
In Versuch A8, der nicht im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 750 ppm, die Brenntemperatur 1.950ºC und der Druck 150 kg/cm². Im resultierenden Sinterkörper lag neben der AlN-Kristallphase ein Polytyp vor. Der Farbton des Sinterkörpers war milchig weiß, und die Helligkeit entsprach N8. In den Versuchen A9, A10 und A11, die im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegen, wurden hervorragende Testergebnisse erzielt. In Versuch 12, der im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Kohlenstoffgehalt 10.000 ppm, die Brenntemperatur 1.800ºC und der Druck 200 kg/cm². Im resultierenden Sinterkörper war eine Kohlenstoffphase ausgebildet, und die schwarze Färbung der Matrix war deutlich erkennbar. Da jedoch die Porosität zunahm, erhöhte sich die Helligkeit des gesamten Sinterkörpers demgemäß auf N5.
Von diesen wird ein Röntgenbeugungsmuster des Sinterkörpers aus Versuch A6 in Fig. 1 gezeigt. Die Peaks, die jeweils die AN-, die AlNO- und die Kohlenstoff-Phase darstellen, werden bestätigt. Weiters ist Fig. 3 eine Elektronenmikroskop-Aufnahme, die das Keramikgitter des Sinterkörpers aus Versuch A6 zeigt. Fig. 4 zeigt das Keramikgitter 4 nahe der Korngrenze. Bei den Sinterkörpern der Versuche A2, A4, A7, A9, A10 und A11 wurden ähnliche Röntgenbeugungsmuster und Kristallgitter bestätigt.
Fig. 6 zeigt ein Keramikgitter des Sinterkörpers aus Versuch A5, und Fig. 7 zeigt eine vergrößerte Ansicht davon. Bei diesem Gitter waren das Ergebnis der Röntgenbeugungsanalyse des Matrixabschnitts und das Analyseergebnis eines Absorptionsspektrums für sichtbares Licht ähnlichen jenen von Versuch A6. Die schwarz erscheinende (AlN)x(Al&sub2;OC)1-x-Phase liegt jedoch in dieser Matrix vor, so dass geringfügige Zwischenräume zwischen diesen Kristallkörnern und den AlN-Kristallen vorliegen und Licht in diesen Zwischenräumen gestreut wird, wodurch der Sinterkörper weiß wird. Das Matrixgitter dieses Sinterkörpers ist im Wesentlichen das gleiche wie jenes des Aluminiumnitrid-Sinterkörpers gemäß vorliegender Erfindung, und die schwarze Färbung setzte sich relativ gesehen fort. Die Helligkeit des Sinterkörpers war jedoch aufgrund des obigen Streulichts auf N5 erhöht.
Als nächstes wurde der Sinterkörper aus Versuch A6 versuchsweise in Stickstoff thermisch behandelt. Wenn der Sinterkörper 2 h lang bei 1.850ºC thermisch behandelt wurde, änderte sich nur der äußere Umfangsabschnitt des Sinterkörpers auf gelblich weiß, aber der Farbton und die Helligkeit des Mittelteils änderten sich nicht. Die Röntgenbeugungsanalyse der gelblich weiß gefärbten Abschnitts zeigte, dass seine Hauptkristallphase eine AlN-Kristallphase war, und die Peaks, die der AlON-Phase bzw. Kohlenstoff entsprachen, verschwanden, und keiner dieser Peaks wurde detektiert. In Bezug auf die relative Dichte und das Verhältnis der Gitterkonstanten wurde keine Änderung beobachtet.
Es wird angenommen, dass nahe der Oberfläche des Sinterkörpers aus Versuch 6 Sauerstoff in der Stickstoffatmosphäre, Sauerstoff in der AlON-Phase und Kohlenstoff in Form von festen Lösungen in den AlN-Kristallkörnern vorlagen. Es wird angenommen, dass solche Reaktionen innerhalb des Sinterkörpers langsamer ablaufen.

(Versuch B)

Aluminiumnitrid-Sinterkörper der in den Tabellen 7, 8 und 9 beschriebenen Versuche B1 bis B15 wurden tatsächlich auf die gleiche Weise durchgeführt wie in den Versuchen A1-A12. Als Aluminiumnitrid-Rohmaterial wurden hochreine Pulver verwendet, die nach dem Reduktions /Nitrierungsverfahren oder dem direkten Nitrierungsverfahren erzeugt wurden. In jedem Pulver war der Gehalt an Si, Fe, Ca, Mg, K, Na, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, W, B und Y jeweils nicht größer als 100 ppm, und außer diesen Metallen und Aluminium wurde kein anderes Metall detektiert.
In Versuch B1 wurde gepulvertes Aluminiumnitrid (Kohlenstoffgehalt: 500 ppm) verwendet, das nach dem Reduktions-/Nitrierungsverfahren erhalten wurde. In den anderen Versuchen wurde ein Additiv mit einem höheren Kohlenstoffgehalt zu einem mit niedrigerem Kohlenstoffgehalt zugegeben. Als derartiges Additiv wurde in einigen Versuchen ein Harz verwendet, und in den anderen Versuchen wurde Aluminiumnitridpulver mit einem höheren Kohlenstoffgehalt verwendet. Als das obige Harz wurde Phenolharzpulver verwendet, und die davon zugesetzte Menge ist angegeben. Als das obige Aluminiumnitridpulver wurde das nach dem Reduktions-/Nitrierungsverfahren erhaltene verwendet, und sein Kohlenstoffgehalt und die davon zugesetzte Menge sind angegeben. Der Gesamtgehalt an Kohlenstoff (ppm) jedes gemischten Rohmaterialpulvers ist angegeben.
Ein vorbereitend geformter Körper mit scheibenförmiger Gestalt wurde durch uniaxiales Pressformen des jeweiligen Rohmaterialpulvers hergestellt. Der Formkörper wurde in einem abgedichteten Zustand in der Heißpresse gebrannt. Die Brenntemperatur, die Haltezeit bei dieser Brenntemperatur und der Druck beim Brennen wurden variiert, wie in den Tabellen 7, 8 und 9 angegeben. Die Hauptkristallphase und die anderen Kristallphasen jedes Aluminiumnitrid-Sinterkörpers in den Versuchen wurden mittels Röntgenbeugungsanalyse gemessen. Weiters wurden die relative Dichte, der Farbton und die Helligkeit des Sinterkörpers auf die gleiche Weise wie in den Versuchen A1-A12 gemessen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 7, 8 und 9 angeführt. Tabelle 7 Tabelle 8 Tabelle 9
In Versuch B1 - innerhalb des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung - wurde ein schwarz-grauer Aluminiumnitrid-Sinterkörper erhalten. In jedem der Versuche B2, B3, B5 und B6, die im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegen, wurde ein schwarz-grauer Aluminiumnitrid-Sinterkörper erhalten. In Versuch B7, der nicht im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, da die Brenntemperatur nicht höher als 1.650ºC war, erfolgte keine Verdichtung des Sinterkörpers statt, und es wurde keine Kohlenstoff-Phase gebildet, so dass der Farbton des Sinterkörpers weiß war. In Versuch B8, der im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, wurden schwarz-graue Sinterkörper erhalten.
In Versuch B11, der nicht im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, da die Brenntemperatur zu hoch war, lag ein Polytyp außerhalb der AlN-Kristallphase vor, und der Farbton des Sinterkörpers war milchig weiß. In den Versuchen B1, B2 und B13, die im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegen, wurden Aluminiumnitrid-Sinterkörper mit schwarzgrauem Farbton erhalten. In Versuch 15, der im Schutzumfang der vorliegenden Erfindung liegt, betrug der Gesamtgehalt an Kohlenstoff im gesamten Aluminiumnitrid-Rohmaterial 7.600 ppm, die AlON-Kristallphase und die Kohlenstoff-Phase bildeten sich neben der AlN-Kristallphase. Da jedoch der Sintergrad des Sinterkörpers zunahm, betrug die relative Dichte nur 88,0% und die Helligkeit entsprach N5.

(Wafer-Heiztest)

Eine Platte mit einem Durchmesser von 210 mm und einer Dicke von 10 mm wurde aus dem Aluminiumnitrid-Sinterkörper von Probe A6 gemäß vorliegender Erfindung hergestellt und in eine Vakuumkammer eingebracht, die mit einem Heizmechanismus mit einer Infrarotlampeneinheit ausgestattet war. Ein Siliziumwafer mit einem Durchmesser von 8 Zoll wurde auf diese Platte gelegt, Thermoelemente wurden in die Platte und den Siliziumwafer eingepasst, um gleichzeitig die jeweiligen Temperaturen zu messen. Als Infrarotlampeneinheit wurden 20 500 W-Infrarotlampen mit einem Infrarotpeak bei etwa einer Wellenlänge von 1 um verwendet, die an einer reflektierenden Platte aus Aluminium angebracht waren, und diese Infrarotlampen und die reflektierende Platte waren außerhalb der Vakuumkammer angeordnet.
Der von jeder Infrarotlampe ausgesandte lnfrarotstrahl wurde direkt oder indirekt, nachdem er von der reflektierenden Platte reflektiert worden war, durch ein kreisförmiges Quarzfenster (Durchmesser: 250 mm, Dicke: 5 mm), das an der Vakuumkammer vorgesehen war, auf die Aluminiumnitrid-Sinterplatte gelenkt, um die Platte zu erhitzen.
In dieser Heizvorrichtung wurde jede Infrarotlampe eingeschaltet, um die Temperatur der Platte innerhalb einer Minute von Raumtemperatur auf 700ºC zu erhöhen, und die Platte wurde 1 h lang auf 700ºC gehalten. Daraufhin wurden die Infrarotlampen ausgeschaltet, und die Platte wurde allmählich abgekühlt. Somit betrug der Stromverbrauch der Infrarotlampen maximal 8.600 W, und die Temperatur konnte stabil reguliert werden. Weiters zeigte eine Messung der Temperatur des Siliziumwafers, dass, wenn die Temperatur der Platte auf 700ºC gehalten wurde, die Temperatur des Wafers 61 l ºC betrug.

(Heizversuch im Vergleichsbeispiel)

Als nächstes wurde Aluminiumnitridpulver, das nach dem Reduktions-/Nitrierungsverfahren erhalten wurde und 750 ppm Kohlenstoff enthielt, verwendet, und ein scheibenförmiger Formkörper wurde durch Pressen dieses Pulvers unter einem Druck von 3 t/cm² nach einem isostatischen Kaltpressverfahren hergestellt. Dieser Formkörper wurde bei 1.900ºC 2 h lang gebrannt, um einen weißen Aluminiumnitrid-Sinterkörper mit einer Dichte von 99,4% herzustellen. Unter Verwendung dieses Sinterkörpers wurde ein Siliziumwafer-Heizversuch auf die gleiche Weise wie oben erwähnt durchgeführt.
Als Ergebnis betrug der Stromverbrauch maximal 10 kW, und die Zeit, die zum Erreichen der Temperaturerhöhung erforderlich war, war um etwa 2 min länger. Weiters war es wahrscheinlicher, dass die Infrarotlampen beim Durchlaufen eines Wärmezyklus von Temperaturerhöhung-Temperaturabsenkung zwischen Raumtemperatur und 700ºC kaputt werden. Weiters zeigte eine Messung der Temperatur des Siliziumwafers, dass, wenn die Platte auf 700ºC gehalten wurde, die Temperatur des Siliziumwafers 593ºC betrug. Somit wurde klar gemacht, dass im Vergleich zum erfindungsgemäßen Beispiel die Temperatur des Siliziumwafers niedriger war.

Claims

1. Aluminiumnitrid-Sinterkörper, der eine kristalline Hauptphase aus AlN, eine kristalline Nebenphase aus AlON und eine Kohlenstoff-Phase aufweist, worin die Menge an Kohlenstoffatomen im Bereich von 500 bis 9.800 ppm liegt und der Gehalt jedes anderen Metallelements als Al nicht über 100 ppm liegt.

2. Aluminiumnitrid-Sinterkörper nach Anspruch 1, worin AlN und AlON die einzigen kristallinen Phasen sind.

3. Aluminiumnitrid-Sinterkörper nach Anspruch 1 oder 2, dessen Helligkeit gemäß der Definition des JIS Z 8721 N4 oder weniger entspricht.

4. Aluminiumnitrid-Sinterkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 3, worin der Kohlenstoffatom-Gehalt im Bereich von 500 bis 5.000 Gewichts-ppm liegt.

5. Vorrichtung zur Herstellung von Halbleitervorrichtungen, die als Substrat einen Aluminiumnitrid-Sinterkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 4 aufweisen.

6. Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers, umfassend die Schritte des Formens von Rohmaterial, das aus Aluminiumnitridpulver mit einem Kohlenstoffgehalt von 500 ppm bis 10.000 ppm besteht, und das Sintern des geformten Pulvers bei einer Temperatur von nicht weniger als 1.730ºC und nicht mehr als 1.920ºC unter einem Druck von nicht weniger als 8 MPa (80 kg/cm²), worin das Aluminiumnitridpulver einen Gehalt an jedem anderen Metallelement als Al von nicht mehr als 100 ppm aufweist.

7. Verfahren nach Anspruch 6, worin das aus Aluminiumnitridpulver bestehende Rohmaterial durch Zusatz von Kohlenstoff oder einer Verbindung als Kohlenstoffquelle zum Aluminiumnitridpulver hergestellt wird.

8. Verfahren nach Anspruch 6, worin das aus Aluminiumnitridpulver bestehende Rohmaterial nach einem Reduktions /Nitrierungs-Verfahren hergestellt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 6, worin das aus Aluminiumnitridpulver bestehende Rohmaterial durch Vermischen zumindest eines ersten und eines zweiten Aluminiumnitridpulvers mit unterschiedlichem Kohlenstoffgehalt hergestellt wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, worin das zweite Aluminiumnitridpulver nach einem Reduktions-/Nitrierungs-Verfahren hergestellt wird.