TWI552256B - Electrostatic chuck - Google Patents

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TWI552256B
TWI552256B TW100136717A TW100136717A TWI552256B TW I552256 B TWI552256 B TW I552256B TW 100136717 A TW100136717 A TW 100136717A TW 100136717 A TW100136717 A TW 100136717A TW I552256 B TWI552256 B TW I552256B
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TW
Taiwan
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aluminum nitride
electrostatic chuck
peak
magnesium
aluminum
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TW100136717A
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Kenichiro Aikawa
Morimichi Watanabe
Asumi Jindo
Yuji Katsuda
Yosuke Sato
Yoshinori Isoda
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Ngk Insulators Ltd
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Description

靜電夾頭
本發明係關於吸著處理半導體之靜電夾頭裝置。
在半導體製造時之乾式製程或電漿覆膜等所使用的半導體製造裝置中，做為蝕刻用或潔淨用，係使用反應性高之氟、氯等鹵素系電漿。因此，在裝配於如此之半導體製造裝置中之構件，被要求高耐蝕性，一般而言使用施以氧化鋁膜處理之鋁或HASTELLOY合金等高耐蝕金屬或陶瓷構件。特別是支持固定矽晶圓之靜電夾頭材或加熱器材需要具有高耐蝕與低發塵性，因此使用氮化鋁、氧化鋁、藍寶石等高耐蝕陶瓷構件。由於這些材料會因為長時間的使用，腐蝕漸漸進行而成為發塵原因，因此期待更高耐蝕之材料。為滿足如此之要求，做為材料，使用較氧化鋁等更高耐蝕之氧化鎂或尖晶石(MgAl2O4)或是其複合材有被檢討(例如專利文獻1：日本專利第3559426號公報)。
在半導體元件之製造中程中，在靜電夾頭之晶圓載置面上吸著保持半導體晶圓，對於該吸著保持之半導體晶圓施以加熱處理或蝕刻處理等之各種處理。靜電夾頭，係在形成了晶圓載置面之圓盤狀的陶瓷基體上，埋設了為使晶圓載置面產生靜電力之靜電電極之物，根據必要而埋設為加熱晶圓載置面之加熱器電極(也稱為阻抗發熱元件)。陶瓷基體，除了由氧化鋁燒結體或氮化鋁燒結體所形成之物以外，考慮靜電夾頭在與含氟氣體接觸之環境下使用，而以對氟耐蝕性高之材料，例如氧化釔燒結體或氧化鎂燒結體而形成之物有被提案。例如，在專利文獻2(日本專利特開2001-308167號公報)中，提案了使用氧化鎂(MgO)為主成分之陶瓷之強森．瑞貝克(johnson rahbek)型之靜電夾頭。
通常，為了防止半導體製造過程之晶圓的汙染，使用 鹵素系氣體等腐蝕性強的氣體於裝置之潔淨。又，為了在晶圓上均一地進行成膜，被要求晶圓上之溫度均一性。
在半導體裝置內做為保持矽晶圓且加溫之構件，如上述之AlN(氮化鋁)製之陶瓷具有靜電夾頭之加熱器已做為先前技術被廣泛使用，使用初期可顯示良好之晶圓上之溫度均一性。然而，由於腐蝕性氣體之潔淨，AlN被腐蝕，加熱器表面形狀或粗度會變化，因此隨著使用期間之經過，溫度分布變化，而有無法保持溫度均一性，吸著力劣化的問題。
本發明之課題，係在半導體處理所使用之靜電夾頭中，在鹵素系腐蝕性氣體或其電漿氣氛下使用時，可長期間保持良好的溫度均一性，而可防止吸著力之劣化。
本發明係包括具有吸著半導體之吸著面之承受器，與埋設於此承受器內之靜電夾頭電極之靜電夾頭，承受器係包括板狀本體部與表面耐蝕層，前述表面耐蝕層的上面構成為前述吸著面，表面耐蝕層係由鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料形成，此陶瓷材料，以使用CuKα射線時之XRD高峰出現於至少在2θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物相為主相。
本發明之陶瓷材料，係以鎂-鋁氧氮化物為主相，與氮化鋁相比，對於鹵素系氣體等之腐蝕性強的氣體之耐蝕性優良。若藉由此陶瓷材料形成承受器之表面耐蝕層，則即使在腐蝕環境下長期使用，也不易由於腐蝕而使表面狀態產生變化，其結果為可長期間顯現良好之晶圓上的溫度均一性以及吸著力。
又，板狀本體部可藉由與前述陶瓷材料不同之熱傳導性高之材質來形成，藉由此，藉由促進承受器之平面方向的熱傳導，可使晶圓上的溫度均一性更進一步提高。
以下，說明在本發明所使用之新規的陶瓷材料，接著說明靜電夾頭的構成。
[陶瓷材料]
本發明者們，對於藉由將氧化鎂與氧化鋁與氮化鋁之混合粉末成形後熱壓燒成而得到之陶瓷材料之耐蝕性進行銳意檢討後，發現以在具有特定位置之XRD高峰的鎂-鋁氧氮化物為主相之陶瓷材料顯示非常高的耐蝕性。
亦即，本發明之陶瓷材料，係以鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料，以使用CuKα射線時之XRD高峰出現於至少在2θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物為主相之物。
本發明之陶瓷材料，耐蝕性與尖晶石同等或較其高。因此，本發明之承受器，可長時間忍受在半導體製造過程中所使用之反應性高的氟、氯等鹵素系電漿，而可減低來自此構件之發塵量。而且，即使在腐蝕環境下長期使用，也不易由於腐蝕而產生表面狀態之變化，其結果為可長期間顯現良好之晶圓上的溫度均一性。
本發明之陶瓷材料，係以鎂、鋁、氧及氮為主成分，以使用CuKα射線時之XRD高峰出現於至少在2θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物為主相之物。此鎂-鋁氧氮化物，由於對於鹵素系電漿之耐蝕性與尖晶石同等或較其高，因此以此氧氮化物為主相之本發明之陶瓷材料也被認為耐蝕性變高。又，此鎂-鋁氧氮化物不僅具有與尖晶石同等之耐蝕性，且可做成比尖晶石線熱膨脹係數低之物。
本發明之陶瓷材料，也可含有氮化鋁固溶於氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之結晶相為副相。由於此氧化鎂-氮化鋁固溶體之耐蝕性也高，因此做為副相含有也沒有問題。此氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuKα射線時之(200)面及(220)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2θ=42.9~44.8°、62.3~65.2°之間者為佳，更且，在(111)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方精的高峰之間之2θ=36.9~39°者也可。由於(111)面之高峰與其他結晶相的高峰有難以進行判別的情況，因此僅(200)面及(220)面之XRD高峰出現在上述範圍者也可。同樣的，(200)面或是(220)面之高峰也有與其他結晶相的高峰難以進行判別的情況。
本發明之陶瓷材料，為得到與尖晶石同等或較其高之耐蝕性，若含有氮化鋁結晶相做為副相，則耐蝕性有低下的傾向，因此氮化鋁結晶相以少為佳，不含有更佳。又，由於尖晶石較氧化鋁或氮化鋁結晶耐蝕性高，因此也可含有少量。但是由於尖晶石較本發明之鎂-鋁氧氮化物相以及氧化鎂-氮化鋁固溶體之耐蝕性差，愈少愈佳。另一方面，若為了具有與尖晶石同等之耐蝕性且線熱膨脹係數低，也可含有少量尖晶石或氮化鋁結晶相。
本發明之陶瓷材料，為了得到與尖晶石同等或較其高之耐蝕性，原料粉末中之鎂/鋁莫耳比以在0.20以上2以下為佳，而鎂/鋁莫耳比在0.75以上2以下更佳。鎂/鋁莫耳比若未滿0.20則氮化鋁、尖晶石、氧化鋁之其一生成量變多，有失去高耐蝕性之特徵之虞。鎂/鋁莫耳比若超過2，則氧化鎂-氮化鋁固溶體容易成為主相。另一方面，為使與尖晶石具有同等之耐蝕性且線熱膨脹係數低，原料粉末中之鎂/鋁莫耳比以在0.05以上1.5以下為佳，鎂/鋁莫耳比在0.1以上1以下更佳。
本發明之陶瓷材料中，開氣孔率以在5%以下為佳。在此，開氣孔率係以純水為媒體藉由阿基米德法來測定之值。開氣孔率若超過5%，則強度有低下之虞且有由於材料本身之脫粒而容易發塵之虞，更且在材料加工時等，發塵成分容易堆積在氣孔內所以不佳。又，開氣孔率以盡量接近0為佳。因此，並沒有特別之下限值。
在本發明之陶瓷材料中，成為主相之鎂-鋁氧氮化物之40~1000℃之線熱膨脹係數為6~7ppm/k。在此，藉由變更副相成分之氧化鎂-氮化鋁固溶體(12~14ppm/k)或尖晶石(8~9ppm/k)、氮化鋁(5~6ppm/k)之比率，而可在維持高耐蝕性之下，將線熱膨脹係數抑制在5.5~10ppm/k。但是，由於尖晶石或氮化鋁，較鎂-鋁氧氮化物或氧化鎂-氮化鋁固溶體耐蝕性低，所以以少為佳。藉由如此之熱膨脹之調整，而可配合與氧化鋁、氧化釔以及氮化鋁等做為半導體製造裝置構件所使用之材料之熱膨脹，或是可使熱膨脹差小。藉由此，本發明之陶瓷材料與先前材料之層積或貼合成為可能。如此一來，僅使表面(第1構造體)為本發明之具有高耐蝕性的陶瓷材料，在下部(第2構造體)之基材可使用先前材料。特別是，在一體燒結，如此之層積構造及熱膨脹調整是有效的。其中，第2構造體之基材又藉由使用以氮化鋁為主體之材料，可維持高熱傳導，而容易均一保持高耐蝕之陶瓷材料的表面溫度。如此之構成，特別是在內藏加熱器型的半導體製造裝置為有效。
本發明之陶瓷材料，也可使用具有利用上述陶瓷材料之第1構造體，與氮化鋁、氧化釔以及氧化鋁中至少1種為主相之第2構造體之層積體。又，也可具有層積或接合此第1構造體與第2構造體之構造。如此，藉由耐蝕性高之第1構造體，與具有不同於第1構造體之特性(例如傳熱性或機械強度等)之第2構造體，不僅耐蝕性，可更提高其他特性。在此，第1構造體，可為藉由上述陶瓷材料形成之薄膜或板狀體，或是層狀體。又，第2構造體，可為以氮化鋁、氧化釔以及氧化鋁為主相之薄膜或板狀體、層狀體。又，接合可為各以各種型態進行，例如可藉由燒結接合，也可藉由接著劑接合。
此時，第1構造體與第2構造體也可透過中間層接合。藉由此，可藉由中間層，抑制由於例如熱膨脹率之不同而造成之第1構造體與第2構造體之剝離等。此中間層，可為具有第1構造體與第2構造體之中間的性質之層。此中間層，例如，也可為混合第1構造體之主相與第2構造體之主相之層。又，此中間層也可為含有所含有成分或是成分比不同之複數的層。如此，可做成傾斜材料的特性。
又，第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數為0.3ppm/K以下，第1構造體與第2構造體也可直接接合。如此一來，由於第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數小，因此將兩構造體在高溫接合(例如藉由燒結接合)時，或是反覆進行此層積體之在高溫-低溫的使用時，沒有產生裂痕或剝離之虞。
[陶瓷材料之製造]
本發明之陶瓷材料，可將氧化鎂與氮化鋁與氧化鋁之混合粉末，藉由成形後燒成來製造。例如，為得到與尖晶石同等或較其高之耐蝕性，使氧化鎂在15質量%以上66.2質量%以下，氧化鋁在63質量%以下，氮化鋁在57.7質量%以下而混合後之粉末成形後燒成也可。更且，使氧化鎂在37質量%以上66.2質量%以下，氧化鋁在63質量%以下，氮化鋁在57.7質量%以下而混合後之粉末成形後燒成也可。另一方面，若要具有與尖晶石同等之耐蝕性且使線熱膨脹係數低而溫度均一性高，使氧化鎂在5質量%以上60質量%以下，氧化鋁在60質量%以下，氮化鋁在90質量%以下而混合後之粉末成形後燒成也可。又，燒成溫度以在1750℃以上為佳。燒成溫度若未滿1750℃，則有無法得到目的之氧化鎂-氮化鋁固溶體之虞而不佳。又，燒成溫度的上限並沒有特別限定，例如也可為1850℃或1900℃。又，燒成以採用熱壓燒成為佳，熱壓燒成時之壓力設定為50~300kgf/cm2為佳。燒成時的氣氛，以對於氧化物原料的燒成不造成影響之氣氛為佳，例如在氮氣氛或氬氣氛，氦氣氛等不活性氣氛中為佳。成形時的壓力，並沒有特別限制，只要適當設定為可保持形狀之壓力即可。
[靜電夾頭]
一邊適當參照第5~7圖，說明本發明之靜電夾頭。
在第5圖(a)之靜電夾頭1A中，承受器11A係由板狀本體部3與介電體層2形成。在本例中，板狀本體部3之背面3c成為承受器11A之背面11b。在板狀本體部之上面3a側設置著介電體層2，介電體層2之上面成為吸著面11a。在本例中，在介電體層2之板狀本體部側之主面2a上形成靜電夾頭電極4。在本例中，板狀本體部3之側面3b、背面3c沒有藉由耐蝕層被覆。
在本例中，介電體層2成為表面耐蝕層，此係藉由本發明之前述陶瓷材料形成。
吸著面11a不需全體皆為平坦，可進行凹凸加工，配合基板的大小形成溝，也可形成清潔用氣體用之溝。
在第5圖(b)之靜電夾頭1B中，承受器11B係由板狀本體部3與介電體層2形成。在本例中，板狀本體部3之背面3c成為承受器11B之背面11b。在板狀本體部之上面3a側設置著介電體層2，介電體層2之上面成為吸著面11a。在本例中，更設置了被覆板狀本體部之側面3b之側面耐蝕層5a。
在本例中，介電體層2成為表面耐蝕層，此係藉由本發明之前述陶瓷材料形成。側面耐蝕層5a也係藉由本發明之前述陶瓷材料形成。承受器側面若腐蝕，則不僅會成為顆粒的原因，且由於從側面之熱放射特性會變化而對於晶圓上之溫度均一性也有不好的影響。在本實施形態中，不僅晶圓側，也可抑制在側面之腐蝕。
在第5圖(c)之靜電夾頭1C中，承受器11C係由板狀本體部3與介電體層2形成。在本例中，板狀本體部3之背面3c成為承受器11b之背面11C。在板狀本體部之上面3a側設置著介電體層2，介電體層2之上面成為吸著面11a。在本例中，更設置了被覆板狀本體部之背面3c之背面被覆層5b。在本例中，介電體層2成為表面被覆層，此係藉由本發明之前述陶瓷材料形成。背面被覆層5b也係藉由本發明之前述陶瓷材料形成。
做為板狀本體部之材質，在使用熱傳導率較前述陶瓷材料高之材料的情況，由於板狀本體部全體之熱傳導而晶圓上之溫度均一性提升。然而，在此情況，由於從板狀本體部3之背面3c側的放熱量也變大，所以由於不均等之熱放射而晶圓上之溫度均一性反而有劣化的可能性。在本實施形態中，在板狀本體部之背面側設置著由前述陶瓷材料所形成之背面被覆層，因此不僅可謀求背面側之耐蝕，抑制來自承受器背面側之熱放射全體，而可更進一步改善晶圓上之溫度均一性。
在第6圖(a)所示之靜電夾頭1D，係與第5圖(a)之靜電夾頭1A同樣之物，但是在承受器11D之板狀本體部3中 埋設著阻抗發熱體6。
在第6圖(b)所示之靜電夾頭1E，係與第5圖(b)之靜電夾頭1B同樣之物，但是在承受器11E之板狀本體部3中埋設著阻抗發熱體6。
在第6圖(c)所示之靜電夾頭1F，係與第5圖(c)之靜電夾頭1C同樣之物，但是在承受器11F之板狀本體部3中埋設著阻抗發熱體6。
發熱體，以埋設於承受器內為佳，但也可裝配於承受器上。又，發熱體，也可為設置於遠離承受器之位置之紅外線加熱元件般之外部加熱體。
又，也可設置如第7圖所示之支持部。亦即，在承受器1A之下面(背面)1b接合著支持部9。在本例中支持部為管狀，在支持部9中收容著電力供給構件10。電力供給構件，係透過給電端子8與靜電夾頭電極4連接。
支持部，，較佳的情況為在途中具有段差，以段差為界線，承受部側為大徑部9b，反對側為小徑部9a。大徑部9b的端部形成了凸緣9c。然後，使支持部與承受器中心軸為同軸，將大徑部的端部接合於承受器的背面。
承受器為盤狀，而以略圓盤狀為佳。承受器的大小並沒有特別限定，例如為直徑280~380mm，厚度8~20mm。
又，設置支持部之情況，承受器與支持部之接合部分的外徑，做為直徑，例如為40~120mm。
在上述例中，介電體層係由一層之表面耐蝕層形成。然而，介電體層也可由表面耐蝕層與一層以上之中間層形成，在此情況，可進一步提升介電體層與板狀本體部之接著力。
以下簡單說明關於本實施形態之靜電夾頭之使用例。在此靜電夾頭之吸著面上載置晶圓，透過電極4之給電端子藉由對於電極4施加直流高電壓而使靜電力產生，藉由此而將晶圓吸著於吸著面。又，連接加熱器電源於阻抗發熱體之給電端子，藉由控制供給之電力而將晶圓調節至所希望的溫度。在此狀態下，對於晶圓實施電漿CVD成膜，或是實施電漿蝕刻。
[發熱體及靜電夾頭電極]
發熱體、靜電夾頭電極，例如可使用使線狀之導體屈曲，而加工成捲曲體之物。發熱體之線徑為0.3mm~0.5mm程度，線圈形狀之情況卷徑為2mm~4mm程度，間距為1mm~7mm程度。在此，「卷徑」係指線圈的內徑。
做為發熱體、靜電夾頭之形狀，除了線圈狀以外，也可採用緞帶狀、網狀、線圈彈簧狀、片狀、膜狀、印刷電極等各種形態。又，在鄰接頂出棒等或潔淨用氣體用而設置之貫通孔之部分，使發熱體迂迴等，根據必要來進行圖樣的變形為佳。
做為發熱體、靜電夾頭之材料，較佳的情況可使用鉬(Mo)、鎢(W)、鈮(Nb)、鎢/鉬化合物等的高融點導電材料。
又，可在含有鎢、鈮、鉬、其合金、鎢/鉬化合物，碳化鎢等高融點導電性材料粉末之印刷糊料混合氧化鋁粉末，而成為瓷金(cermet)。
[板狀本體部的材質]
在前述陶瓷材料中，成為主相之鎂-鋁氧氮化物之40~1000℃之線熱膨脹係數為6~7ppm/k。在此，藉由變更副相成分之氧化鎂-氮化鋁固溶體(12~14ppm/k)或尖晶石(8~9ppm/k)、氮化鋁(5~6ppm/k)之比率，而可在維持高耐蝕性之下，將線熱膨脹係數抑制在5.5~10ppm/k。但是，由於尖晶石或氮化鋁，較鎂-鋁氧氮化物或氧化鎂-氮化鋁固溶體耐蝕性低，所以以少為佳。藉由如此之熱膨脹之調整，而可配合與氧化鋁、氧化釔以及氮化鋁等做為半導體製造裝置構件所使用之材料之熱膨脹，或是可使熱膨脹差小。藉由此，本發明之陶瓷材料與先前材料之層積或貼合成為可能。
具體而言，板狀本體部之材質，可舉例為氧化鋁、氧化釔、氮化鋁、碳化矽，而特別以氧化鋁、氧化釔、氮化鋁為佳。
特別是藉由以氮化鋁為主相之材質來形成板狀本體部，可維持高熱傳導，而容易使高耐蝕之前述陶瓷材料的表面溫度保持均一。
在較佳的實施形態中，表面耐蝕層與板狀本體部之線熱膨脹係數差為0.3ppm/K以下。在此情況，將表面耐蝕層與板狀本體部在高溫接合(例如藉由一體燒結接合)時，或是反覆進行此層積體之在高溫-低溫的使用時，沒有產生裂痕或剝離之虞。
板狀本體部與各耐蝕層、背面被覆層，也可介在中間層而接合。如此一來，可更進一步抑制例如由於熱膨脹率之差異而造成之耐蝕層、背面被覆層之剝離。此中間層，係具有耐蝕層、背面被覆層與板狀本體部之中間的性質之層。
具體而言，中間層，可為燒結了前述陶瓷材料與板狀本體部之材料之混合物之複合陶瓷。
又，可形成複數層之中間層，藉由使中間層之組成互相不同，而可形成傾斜材料層。
[支持部的材質]
支持部3(所謂軸)之材質並沒有限定，可舉例示於以下。
氮化鋁、氧化鋁、尖晶石、氧化鎂
較佳的情況為，支持部3之材質也為前述陶瓷材料。但是，即使是在此情況，形成承受器之前述陶瓷材料與形成支持部之前述陶瓷材料也沒有為同一組成之必要，可在前述範圍內為互相不同之組成。
本發明者們，對於若脫離設計溫度則溫度均一性惡化之原因考察之結果，認為是由於在高溫，3種熱傳導形態中之放射熱傳導對於放熱的貢獻變大。例如，由於在承受器中心部接合著支持部，在低溫下固體熱傳導會支配性的有大的貢獻，在低溫從承受器之中心部之散熱大，中心部的溫度不會高。然而，在高溫則由於放射熱傳導之貢獻相對的大，相較於承受器中央附近，沒有支持部之外周附近容易由於放射而散熱，因此外周部之藉由放射之放熱相對的變大，外周部的溫度相較於中心部變低，在高溫溫度均一性惡化。因此，若以前述陶瓷材料來形成支持部，則相較於氮化鋁等熱傳導性低，因此在廣泛圍之操作溫度下容易得到良好之溫度均一性。
[靜電夾頭之製造]
本發明之靜電夾頭之製法並沒有被限定，但較佳的製法，係一邊參照第8圖而說明。
(a)依照前述製法，藉由燒成氧化鎂與氧化鋁與氮化鋁之混和粉末，製作緻密之燒結體。亦即，將如前述之調合粉末一軸加壓成形，製作板狀的成形體。藉由將此成形體熱壓燒結，而得到介電體層用陶瓷燒結體2A。
(b)接著，如第8圖(a)所示，將燒結體2A之單面2a研磨加工，而得到平坦面。在後述工程中，製造板狀本體部用之燒結體時之燒成溫度，相較於介電體層用的燒結體之燒成溫度，為相同程度或低溫，因此在工程(b)所研磨之面的表面平坦度被認為幾乎可以直接維持。因此，在燒結體中形成電極之主面2a之表面平坦度，係與最終從晶圓吸著面到平板電極之厚度的差異之厚度變動度有很大相關的參數。然後若為了使厚度變動度為100μm以下，在工程(b)之階段所研磨之面2a之表面平坦度以在10μm以下為佳，而以在5μm以下更佳。
(c)接著，如第8圖(b)所示，在燒結體2A之研磨面2a上形成靜電夾頭電極4。
例如，電極或阻抗發熱體，可在燒結體表面上藉由網版印刷法等來印刷而形成。此情況，在含有鎢、鈮、鉬、其合金、碳化鎢等高融點導電性材料粉末之印刷糊料混合氧化鋁粉末為佳。藉由此，可提升電極或阻抗發熱體與基體之密著性。又，電極也可藉由在燒結體上載置網狀之高融點導電性材料之塊體(金網)，或是開了多數孔之高融點導電性材料之塊體(打孔金屬)等來形成。又，阻抗發熱體，也可藉由在燒結體上載置網狀之高融點導電性材料之塊體，或是開了多數孔之高融點導電性材料之塊體(金網)等來形成。
(d)如第8圖(c)所示，在燒結體中印刷了電極糊料之主面2a上，將以氮化鋁等之陶瓷為主成分之原料粉末成型，成為氮化鋁成型體14。然後，一邊對軸方相加壓，在氮氣或氬器等惰性氣體氣氛中燒結。
在氮化鋁之情況，在氮氣或氬氣等惰性氣體氣氛中，在1400~2000℃燒結為佳。若燒成溫度未滿1400℃，則緻密化變得困難。若燒成溫度超過2000℃，則體積阻抗低下。較佳之溫度為1600~2000℃，可使所得到之基體的特性更安定化。又，到最高溫度為止，升溫速度以在200℃/小時以下來升溫為佳。又，在最高溫度以保持1~10小時為佳。燒成方法雖沒限定，但以使用熱壓法為佳。這是由於可做成緻密的氮化鋁燒結體，而可使所得到之氮化鋁燒結體之體積阻抗率更提升之故。在此情況所施加的壓力以10~30MPa為佳。這是由於可得到更緻密的燒結體做為基體之故。例如，在所形成之成形體上，藉由加壓壓力20MPa，最高溫度1830℃，保持2小時來燒成。
(e)接著，如第8圖(d)所示，將燒結體2A中與氮化鋁粉末燒結體3相反側之主面12研磨而成為晶圓吸著面1a。藉由此，可得到表示從該晶圓吸著面到電極4為止之厚度的差異之厚度變動度在100μm以下之承受器。
亦即電極4不會在氮化鋁燒結體之燒成溫度產生起伏，因此可將吸著面到該平板電極為止之厚度差異抑制得很小。將如此而得到之承受器的板狀本體部3之背面中央開孔許多到達平板電極之貫通孔，在該貫通孔中裝配圓筒狀之端子8(參照第7圖)，使得可透過此端子對於平板電極施加電壓。
[鹵素系腐蝕性氣體]
本發明之承受器，對於鹵素系腐蝕性氣體以及其電漿之耐蝕性優良，特別是以下之鹵素系腐蝕性氣體或是其混合物或是其電漿之耐蝕性特別優良。
NF3、CF4、ClF3、Cl2、BCl3、HBr
【實施例】 [陶瓷材料之製造與評價]
以下，對於本發明之較佳適用例來說明。氧化鎂原料、氧化鋁原料及氮化鋁原料，係使用純度99.9%質量以上，平均粒徑為1μm以下之市售品。在此，關於氮化鋁原料，由於1%左右之氧的含有是無法避免的，因此為將氧從不純物元素除去後之純度。又，氧化鎂原料，使用純度99質量%以上者也可製作與使用純度99.9質量%者的情況同等之陶瓷材料。
1.陶瓷材料
首先，對於以鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料說明(實驗例1~19)。又，實驗例1~3、6~16相當於本發明之實施例。實驗例4、5、17~19相當於比較例。
[實驗例1~3] ‧調合
使氧化鎂原料、氧化鋁原料及氮化鋁原料成為表1所示之質量%來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用直徑5mm之氧化鋁磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。又，此調合粉末之鎂/鋁莫耳比為1.2。
‧成形
將調合粉末以200kgf/cm2之壓力一軸加壓成形，製做直徑35mm，厚度為10mm程度之圓盤狀成形體，收納於燒成用石墨模型中。
‧燒成
將圓盤狀成形體藉由熱壓燒成而得到陶瓷材料。在熱壓燒成中，壓力為200kgf/cm2，以表1所示之燒成溫度(最高溫度)來燒成，燒成結束為止為氬氣氛。在燒成溫度之保持時間為4小時。
[實驗例4]
除了使氧化鎂原料及氧化鋁原料成為表1所示質量%來秤量以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。
[實驗例5]
除了將燒成溫度設定為1650℃以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。
[實驗例6~12]
除了使氧化鎂原料、氮化鋁原料及氮化鋁原料成為表1所示之質量%來秤量，使燒成溫度為表1所示溫度以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。
[實驗例13~19]
除了使氧化鎂原料、氮化鋁原料及氮化鋁原料成為表1所示之質量%來秤量，使燒成溫度為表1所示溫度，燒成氣氛為氮氣氛以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。
[評價]
將實驗例1~19所得到之各材料加工成各種評價用，進行以下的評價。各評價結果示於表1。又，在實驗例1~19，也製做了直徑50mm之試料，可得到同於表1評價結果。
(1)總體密度‧開氣孔率
藉由以純水為媒體之阿基米德法來測定。
(2)結晶相評價
將材料以乳缽粉碎，藉由X光繞射裝置來同定結晶相。測定條件為CuKα，40kV，40mA，2θ=5~70°，使用封入管式X光繞射裝置(布魯克AXS製D8 ADVANCE)。
(3)蝕刻速率
將各材料之表面研磨成鏡面，使用ICP電漿耐蝕試驗裝置以下述條件進行耐蝕試驗。藉由以段差計來測定之遮罩面與暴露面之段差除以試驗時間而算出各材料之蝕刻速率。
ICP：800W，偏壓：450W，導入氣體：NF3/O2/Ar=75/35/100sccm，0.05Torr(6.67Pa)，暴露時間：10小時，試料溫度：室溫。
(4)構成元素
使用EPMA，進行構成元素之檢出及同定，與各構成元素之濃度分析。
(5)平均線熱膨脹係數(40~1000℃)
使用熱膨脹計(布魯克AXS製)，在氬氣氛中測定。
(6)彎曲強度
藉由根據JIS-R1601之彎曲強度試驗來測定。
(7)體積阻抗率測定
藉由根據JIS-C2141之方法，在大氣中，室溫(25℃)來測定。使試驗片形狀為直徑50mm×(0.5~1mm)，使主電極為直徑20mm，保護電極為內徑30mm、外徑40mm、施加電極為直徑40mm而以銀來形成各電極。施加電壓為2kV/mm，在電壓施加後1分鐘時讀取電流值，從該電流值算出室溫體積阻抗率。又，對於實驗例7與實驗例19(氧化鎂燒結體)，係在真空中(0.01Pa以下)，在600℃測定。試驗片形狀為直徑50mm×(0.5~1mm)，使主電極為直徑20mm，保護電極為內徑30mm、外徑40mm、施加電極為直徑40mm而以銀來形成各電極。施加電壓為500V/mm，在電壓施加後1小時時讀取電流值，從該電流值算出體積阻抗率。又，在表1之體積阻抗率中，「aEb」表示a×10b，例如「1E16」表示1×1016。
[評價結果]
第1圖係表示實驗例1之XRD解析圖表。又，實驗例2、3之XRD解析圖表幾乎與實驗例1相同，因此省略圖示。又，將實驗例1~19所檢出之結晶相統整示於表1。如第1圖所示，實驗例1~3之陶瓷材料之XRD解析圖表，係由無法同定之複數的高峰(第1圖中□)與氮化鋁在固溶氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之高峰(第1圖中○)構成。無法同定之高峰(□)係在不與氧化鎂、尖晶石、氮化鋁一致之2θ=47~49°(47~50°)具有高峰，推定為鎂-鋁氧氮化物。又，這些鎂-鋁氧氮化物之高峰，與例如參考文獻1(J. Am. Ceram. Soc.,93[2] 322-325(2010))或參考文獻2(日本專利特開2008-115065)所示之MgAlON(鎂阿龍)之高峰不一致。一般而言，這些MgAlON已知係在尖晶石中氮成分固溶之物，被認為與本發明之鎂-鋁氧氮化物具有不同結晶構造。
氧化鎂-氮化鋁固溶體之(111)面、(200)面及(220)面之XRD高峰，出現在氧化鎂立方晶的高峰及氮化鋁立方晶的高峰之間之2θ=36.9~39°，42.9~44.8°，62.3~65.2°。第2圖係顯示實驗例1之EPMA元素對照像。藉由第2圖，確認到實驗例1係由第1圖所示之鎂-鋁氧氮化物(x部)及氧化鎂-氮化鋁固溶體(y部)之2相構成，可知前者為主相。在此主相係指在體積比率具有50%以上之成分，副相係指主相以外之XRD高峰同定之相。在剖面觀察中，由於面積比被認為反映了體積比率，所以主相為EPMA元素對照相中具有50%以上之面積的領域，副相為主相以外之領域。由第2圖，鎂-鋁氧氮化物之面積比為約66%，可知鎂-鋁氧氮化物為主相。又，將x部特定為鎂-鋁氧氮化物的根據為，由鎂、鋁、氧、氮之4成分構成，與實驗例4之尖晶石材(z部)比較，鎂、氮濃度高，鋁濃度為相同程度，氧濃度較低之故。亦即，此鎂-鋁氧氮化物之特徵為含有較尖晶石多之鎂，對於其他實驗例也進行同樣的解析，例如實驗例10之鎂-鋁氧氮化物之面積比為約87%，可知鎂-鋁氧氮化物為主相。又，在此，做為一例，以EPMA元素對照來進行主相與副相的判定，但只要是可識別各相之體積比率的方法，也可採用其他方法。
又，EPMA元素對照像，係根據濃度，而分成紅、橙、黃、黃綠、綠、青、藍等顏色，紅色為最高濃度，藍色為最低濃度，黑色代表0。然而，由於第2圖係以黑白來表示，以下對於第2圖本來的顏色說明。在實驗例1中，鎂係x部為黃綠色y部為紅色，鋁係x部為橙色y部為青色，氮係x部為橙色y部為青色，氧係x部為淡藍色y部為橙色。在實驗例4，鎂係全體(z部)為綠色，鋁全體為橙色，氮全體為黑白，氧全體為紅色。
又，在實驗例4，由於沒有使用氮化鋁，因此上述之鎂-鋁氧氮化物不會生成，該陶瓷材料，係含有尖晶石(MgAl2O4)做為主相之物。在實驗例5，由於燒成溫度低，上述鎂-鋁氧氮化物不會生成，該陶瓷材料，係含有氧化鎂為主相，尖晶石或氮化鋁為副相之物。第3圖係顯示實驗例7之XRD解析圖表，第4圖係顯示實驗例10之XRD解析圖表。從第3圖、第4圖，可知實驗例7、10都檢出了在2θ=47~49°(47~50°)具有高峰之鎂-鋁氧氮化物(圖中□)做為主相，實驗例7係以尖晶石(圖中△)，實驗例10係以氧化鎂-氮化鋁固溶體(圖中○)為副相。又，對於實驗例6、8、9、11、12，省略XRD解析圖表之圖示，將主相與副相示於表1。
然後，實驗例1~3、6~8之陶瓷材料之蝕刻速率，為實驗例4之80%以下，實驗例9~12之蝕刻速率為實驗例4之90%以下之低值，可知耐蝕性非常高。實驗例5由於多含有耐蝕性低之尖晶石或氮化鋁，因此蝕刻速率變高。又，實驗例18所示之氧化鋁之蝕刻速率，為較實驗例4之陶瓷材料(尖晶石)更高之值。又，實驗例1~3、6~8之陶瓷材料，彎曲強度或體積電阻率也具有充分高之值。
又，也在高溫測定蝕刻速率。在此，對於實驗例2及實驗例10之陶瓷材料，將各材料表面研磨成鏡面，使用ICP電漿耐蝕試驗裝置，以下述條件在高溫進行耐蝕試驗。然後以段差計來測定之遮罩面與暴露面之段差除以試驗時間而算出各材料之蝕刻速率。其結果，各材料之蝕刻速率，為氧化鋁之1/3倍以下，氮化鋁之1/5倍以下，與尖晶石為同等程度，在高溫下之電漿耐蝕性也為良好。
ICP：800W，偏壓：無，導入氣體：NF3/Ar=300/300sccm，0.1Torr，暴露時間：5小時，試料溫度：650℃
在實驗例12~16之陶瓷材料，蝕刻速率幾乎與實驗例4之尖晶石同等(212~270nm/h)，線熱膨脹係數較尖晶石低(5.8~6.9ppm/K)。亦即，實驗例12~16之陶瓷材料，可說是具有與尖晶石同等之耐蝕性而線熱膨脹係數低，做為靜電夾頭材或是加熱器材，特別是做為加熱器材為有用。又，在實驗例17，原料組成與實驗例6為相同，但由於燒成溫度低，因此不是以鎂-鋁氧氮化物為主相而是以尖晶石為主相，相較於實驗例6，不僅耐蝕性低且線熱膨脹係數變高。又，實驗例12~16之陶瓷材料，彎曲強度或體積電阻率也具有充分高之值。
又，實驗例7與實驗例19之在600℃之體積電阻率分別為5×108Ωcm、2×1012Ωcm，可知XRD高峰至少出現在2θ=47~49°(或是47~50°)之氧化鎂-氮化鋁固溶體為主相之陶瓷材料具有較氧化鎂低之電阻。
由以上，預測在實驗例1~3、6~16所製作之陶瓷材料，也具有較氧化鎂低之電阻。
2.層積燒結
接著，對於利用了上述陶瓷材料之第1構造體與第2構造體層積燒結之層積體說明(實驗例20~26)。又，實驗例20~24相當於本發明之實施例，實驗例25、26相當於比較例。
[實驗例20、21]
實驗例4、6~12之陶瓷材料，在40~1000℃之平均線熱膨脹係數為7~9ppm/K。在實驗例20、21，如表2所示，以實驗例10之陶瓷材料為第1構造體之同時，以氮化鋁為第2構造體，將第1及第2構造體層積成形成直徑50mm之試料進行層積燒結。此氮化鋁係使用了以氧化釔做為助燒結劑另外添加5質量%之物(亦即，對於AlN100質量分，以5質量分之比率添加Y2O3之物，稱為AlN[1])，或是添加50質量%之物(亦即，對於AlN100質量分，以50質量分之比率添加Y2O3之物，稱為AlN[2])。氮化鋁原料、氧化釔原料，係使用純度99.9質量%以上，平均粒徑為1μm以下之市售品。在此，關於氮化鋁原料，由於1質量%左右之氧的含有是無法避免的，因此為將氧從不純物元素除去後之純度。又，在40~1000℃之平均線熱膨脹係數，由於AlN[1]為5.7ppm/K，AlN[2]為6.2ppm/K，因此第1構造體與第2構造體之間會產生熱膨脹差。因此，在第1構造體與第2構造體之間，設置混合了AlN[1]或是AlN[2]與實驗例10之原料之中間層。藉由此中間層，可緩和熱膨脹差。中間層，在使用AlN[1]之實驗例20，為以質量比25:75、50:50、75:25混合之3層，在使用AlN[2]之實驗例21為以質量比40:60、60:40混合之2層。以下，對於調合、成形、燒成之各工程詳細說明。
‧調合
第1構造體之原料，係使用同於上述實驗例10之手法來製作之調和粉末。第2構造體之原料，係以氮化鋁為主相，如下調合。在第2構造體之AlN[1]，首先，將氮化鋁粉末、氧化釔粉末以100質量%、5.0質量%之比率來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用耐龍製磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。更且，將所得到之調合粉末在450℃，在大氣氣氛中進行5小時以上之熱處理，將濕式混合中混入之碳成分燒失除去。使用AlN[1]之層積體的中間層，係如下調合。首先，將實驗例10之調合粉末與上述氮化鋁的調合粉末以質量比75:25(中間層1)、50:50(中間層2)、25:75(中間層3)之比率來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用耐龍製磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。第2構造體之AlN[2]，係除了將氮化鋁粉末、氧化釔粉末以100質量%、50質量%之比率來秤量以外，以同於AlN[1]之方法調合。又，使用AlN[2]之層積體之中間層，係將實驗例10之調合粉末與上述氮化鋁之調合粉末以質量比60:40(中間層1)、40:60(中間層2)之比率來秤量以外，以同於AlN[1]之情況之方法調合。
‧成形
首先將第2構造體之原料之氮化鋁調合粉末充填於直徑50mm之模具內，以200kgf/cm2之壓力一軸加壓成形。不將氮化鋁成形體拔模，在其上部以氮化鋁比多的順序充填中間層的調合粉末，以200kgf/cm2的壓力在每次充填一軸加壓成形。最後充填第1構造體之原料之實驗例10的調合粉末，以200kgf/cm2進行加壓成形。對於使用了AlN[1]之層積體，為第2構造體之氮化鋁層10mm、中間層各1mm×3層，第1構造體之實驗例10的層10mm所形成之共計23mm的圓盤狀成形體。又，使用了AlN[2]之層積體，為第2構造體之氮化鋁層10mm、中間層各1mm×2層，第1構造體之實驗例10的層10mm所形成之共計22mm的圓盤狀成形體，將如此層積之圓盤狀成形體收納於燒成用的石墨模型中。
‧燒成
將收納於石墨模型中之圓盤狀成形體藉由熱壓燒成而得到一體燒成之陶瓷材料。在熱壓燒成中，壓力為200kgf/cm2，燒成溫度為1800℃，燒成結束為止為氬氣氛。在燒成溫度之保持時間為4小時。又，對於實驗例20、21，也實施了在燒成溫度1750℃之燒成(實驗例20-1、21-1)。
以上述之製造方法所得到的燒結體，係同於使用了AlN[1]之層積體(實驗例20、20-1)、與使用了AlN[2]之層積體(實驗例21、21-1)，上部為高耐蝕之鎂-鋁氧氮化物，燒結部的下部為高熱傳導之氮化鋁為主之燒結體而構成，其中間配置著中間層。中間層，係隨著從第1構造體接近第2構造體而使AlN的含有量變高而使成分傾斜之物。這些燒結體中，各層間沒有裂痕、龜裂等。這被認為是藉由在第1構造體與第2構造體之間具有中間層而迴避了燒成中的熱應力。又，藉由抑制基材之氮化鋁的熱膨脹率，而可使基材與鎂-鋁氧氮化物間產生之熱應力變小，而可使中間層薄。如此之燒結體，被認為適合用於例如靜電夾頭或承受器、加熱器、平板、內壁材、監視窗、微波導入窗、微波結合用天線等之半導體製造裝置用構件。
[實驗例22~24]
在實驗例22，如表2所示，係除了以實驗例6之陶瓷材料做為第1構造體，氧化鋁做為第2構造體，沒有中間層而在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。在實驗例23，如表2所示，係除了以實驗例6之陶瓷材料做為第1構造體，氧化釔做為第2構造體，沒有中間層而在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。在實驗例24，如表2所示，係除了以實驗例13之陶瓷材料做為第1構造體，氮化鋁(AlN[1])做為第2構造體，沒有中間層而在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。實驗例22~24之任一種，在層間都沒有確認到裂痕或龜裂等。又，在實施例22~24，任一種之第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數皆小至0.3ppm/K，因此可以沒有中間層而防止裂痕或龜裂等之發生。這些層積體，也同於實驗例20、21，被認為適合用於例如靜電夾頭或承受器、加熱器、平板、內壁材、監視窗、微波導入窗、微波結合用天線等之半導體製造裝置用構件。又，在實驗例22~24中，也可設置如實驗例20、20-1、21、21-1設置中間層。
[實驗例25、26]
在實驗例25，如表2所示，係除了以氧化鋁做為第1構造體，氮化鋁(AlN[1])做為第2構造體，在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。在實驗例26，如表2所示，係除了以尖晶石做為第1構造體，氮化鋁(AlN[1])做為第2構造體，在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。實驗例25、26皆在層間發生裂痕。這是被認為由於第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數差過大，其結果，即使設置了中間層，也無法完全防止熱膨脹差造成之裂痕。
[靜電夾頭之製造與評價]
將第5圖(a)的形式之靜電夾頭，一邊參照第8圖所述之製法來製作。但是，具體而言係如以下實施。
(a)首先，將氧化鎂原料、氧化鋁原料及氮化鋁原料成為前述表1之各實驗例1、8、12所示質量%來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用直徑5mm之氧化鋁磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。接著，將調合粉末在200kgf/cm2之壓力一軸加壓成形，而得到圓盤狀成形體。將此成形體藉由熱壓燒結而得到陶瓷燒結體2A。熱壓燒結，係以200kgf/cm2為加壓壓力，以表1所示各溫度燒成，燒成結束為止為氬氣氛。在燒成溫度之保持時間為4小時。在工程(a)係使用平均粒徑為1μm以下之市售品。
(b)使燒結體2A之主面2a之表面平坦度成為10μm來研磨。
(c)將碳化鎢粉末與氧化鋁粉末混合，添加萜品醇而成為糊料。將此糊料印刷在研磨面2a上。
(d)在燒結體2A之主面2a上，成型含有5重量%氧化釔之氮化鋁粉末(純度99.5%)，成為氮化鋁成型體14。一邊對軸方向加壓，在氮氣或氬氣等惰性氣體氣氛中，在1830℃燒結。又，到最高溫度為止，以升溫速度100℃/小時升溫，在最高溫度保持2小時。壓力為20MPa。
(e)藉由將燒結體2A之主面12研磨而形成吸著面1a，可得到厚度變動度在100μm以下之承受器。將所得到之承受器之板狀支持部3之背面中央上開孔直到電極4之貫通孔，在該貫通孔裝配圓筒端子8，使可透過此端子對於電極4施加電壓。
又，在表3之實驗No.1、2、3中，形成介電體層(表面耐蝕層)之材質，係在前述實施例(表1)中之實驗例1、8、12。
(實驗No.4)
做為實驗No.4，係將上述介電體層2，藉由含有5重量%氧化釔之氮化鋁粉末(純度99.5%)之燒結而形成。其他同於實驗No.1~3而製造靜電夾頭。
[試驗條件]
‧耐蝕試驗：ICP：800W，偏壓：450W，導入氣體：NF3/O2/Ar=75/35/100sccm，0.05Torr，暴露時間：100小時，試料溫度：500℃。
‧評價特性：在上述耐蝕試驗前後之晶圓上的溫度均一性、顆粒量、表面粗度
均熱性測定
將矽晶圓置於靜電夾頭之載置面，對於靜電電極施加±500V之直流電壓而使矽晶圓吸著。將反應室內之真空度設定為：1E-4Torr，藉由對於阻抗發熱體施加功率而以升溫速度10℃/min而加熱至評價溫度400℃。確定加熱功率成為一定後，以IR相機(日本電子製：6100,21pts)確認溫度，將晶圓上之溫度的最大值與最小值之差ΔT做為均熱性(單位：℃)。均熱性ΔT之值小者顯示良好之均熱性，例如，在晶圓之蝕刻處理等中均質之蝕刻為可能。
吸著力
將矽探針(5cm2)設置於製品上，在真空狀態(1E-4Torr)以±500V之直流電壓施加於靜電電極而使矽探針吸著。在1分鐘後將探針提起，測定脫離時之力。測定點為面內4處(-40,40)(-40,-40)(40-40)(40,40)。此時，以通過製品外徑之任意3點之圓的中心為(0,0)。
‧表面粗度
以泰勒‧哈伯森粗度測定器測定製品表面(半導體設置面)之粗度。測定處為面內之內側與外側之任意二處。
在實驗No.1、2、3，耐蝕試驗前之晶圓上溫度均一性相對的良好，在耐蝕試驗後之晶圓上溫度均一性之劣化非常少，且吸著力之低下非常少。
在實驗No.4，雖然初期之晶圓上溫度均一性非常良好，但在耐蝕試驗後之晶圓上溫度均一性、吸著力皆顯著劣化。
這些的作用效果，在半導體處理裝置領域中是劃時代的，很明顯可期待在產業上有許多的利用。
[具有支持部9之靜電夾頭之製造]
在製作如前述之(a)~(e)之靜電夾頭後，在其背面裝配支持部9(軸)。
(f)將氮化鋁粉末中混合了0.5重量%氧化釔粉末之混合粉，使用模具而藉由冷間靜水壓成形(CIP成形)，成形成筒狀之軸，在常壓的氮中燒成，研磨加工，而得到筒狀軸。接著在陶瓷平板之電極露出面側之中央接合筒狀軸。關於接合，使接合之表面的平坦度在10μm以下。接著，使接合劑之量為成為14g/cm2而均一塗布。使陶瓷平板與筒狀軸之接合面之間互相貼合，在氮氣中，在接合溫度1450℃保持2小時。升溫速度為3.3℃/分，氮氣(N2 1.5atm)係在1200℃開始導入。又，從與接合面垂直之方向，使氮化鋁燒結體之間互相緊壓而加壓。加壓，係在壓力4MPa進行，從1200℃開始，在接合溫度1450℃保持之間繼續，在700℃冷卻時之時間點結束。接合材係使用使成為54重量%之CaO與46重量%之Al2O3之組成比，而將碳酸鈣與氧化鋁粉末與少量的水混合而成為糊料狀之物。又，接合部之直徑為72mm。如此，在將陶瓷平板與筒狀軸接合後，在陶瓷平板之電極露出部，使用焊錫，使鎳製之給電棒透過鐵鎳合金金屬而焊接於連接端子。
以上說明了本發明之特定的實施形態，但本發明並不限定於這些特定的實施形態，只要是不脫離申請專利範圍的範圍，可進行各種的變更或改變而實施。
1A、1B、1C、1D、1E、1F、1G．．．靜電夾頭
1a．．．晶圓吸著面
2．．．介電體層
2A．．．燒結體
2a．．．燒結體之單面
3．．．板狀本體部
3a．．．板狀本體部之上面
3b．．．板狀本體部之側面
3c．．．板狀本體部之背面
4．．．靜電夾頭電極
5a．．．側面耐蝕層
5b．．．背面被覆層
6．．．阻抗發熱體
8．．．給電端子
9．．．支持部
9a．．．小徑部
9b．．．大徑部
9c．．．凸緣
10．．．電力供給構件
11A、11B、11C、11D、11E、11F、11G．．．承受器
11a．．．吸著面
11b．．．承受器之背面
12．．．與氮化鋁粉末成形體相反的面
14．．．氮化鋁成形體
第1圖係實驗例1之XRD解析圖表。
第2圖係實驗例1、4之EPMA元素對照像。
第3圖係實驗例7之XRD解析圖表。
第4圖係實驗例10之XRD解析圖表。
第5圖(a)、(b)、(c)係分別模式得顯示與本發明之實施形態有關之靜電夾頭1A、1B、1C之剖面圖。
第6圖(a)、(b)、(c)係分別模式得顯示與本發明之實施形態有關之靜電夾頭1D、1E、1F之剖面圖。
第7圖模式得顯示與本發明之實施形態有關之靜電夾頭1G之剖面圖。
第8圖(a)、(b)、(c)、(d)係為了說明靜電夾頭之較佳的製造流程之圖。
1A．．．靜電夾頭
1a．．．晶圓吸著面
1b．．．承受器之下面(背面)
2．．．介電體層
3．．．板狀本體部
3a．．．板狀本體部之上面
3b．．．板狀本體部之側面
3c．．．板狀本體部之背面
4．．．靜電夾頭電極
8．．．給電端子
9．．．支持部
9a．．．小徑部
9b．．．大徑部
9c．．．凸緣
10．．．電力供給構件

Claims (10)

  1. 一種靜電夾頭，包括具有吸著半導體之吸著面之承受器，與埋設於此承受器內之靜電夾頭電極，其特徵在於：前述承受器係包括板狀本體部與表面耐蝕層，前述表面耐蝕層的上面構成為前述吸著面，前述表面耐蝕層係由鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料形成，此陶瓷材料，以使用CuKα射線時之XRD高峰出現於至少在2θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物相為主相。
  2. 如申請專利範圍第1項之靜電夾頭，其中前述靜電夾頭更包括：發熱體，埋設在前述板狀本體部內部；支持部，接合在前述承受器之背面，且係由前述陶瓷材料形成；電力供給構件，收容於前述支持部的內側空間，電氣上與前述靜電夾頭連接，其中，在前述表面耐蝕層之前述板狀本體部側的主面上設置了前述靜電夾頭電極，且可對於前述靜電夾頭電極施加高頻電壓。
  3. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述在2θ為47~49°。
  4. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述陶瓷材料，係以氮化鋁固溶於氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之結晶相為副相。
  5. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述氧 化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuKα射線時之(200)面及(220)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2θ=42.9~44.8°、62.3~65.2°之間。
  6. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuKα射線時之(111)面之XRD高峰係出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2θ=36.9~39°之間。
  7. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述陶瓷材料不包含氮化鋁結晶相。
  8. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述板狀本體部，係由氮化鋁、氧化釔或是氧化鋁為主相之陶瓷所形成。
  9. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述在2θ為47~49°，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuKα射線時之(200)面及(220)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2θ=42.9~44.8°、62.3~65.2°之間，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuKα射線時之(111)面之XRD高峰係出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2θ=36.9~39°之間。
  10. 如申請專利範圍第2項之靜電夾頭，其中，前述陶瓷材料係以氮化鋁固溶於氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之結晶相為副相，前述陶瓷材料不包含氮化鋁結晶相，前述板狀本體部，係由氮化鋁、氧化釔或是氧化鋁為主相之陶瓷所形成。
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