WO2012056916A1 - 加熱装置 - Google Patents

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WO2012056916A1
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magnesium
aln
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暢之 近藤
守道 渡邊
明日美 神藤
勝田　祐司
佐藤　洋介
佳範 磯田
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日本碍子株式会社
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    • C04B2237/30—Composition of layers of ceramic laminates or of ceramic or metallic articles to be joined by heating, e.g. Si substrates
    • C04B2237/32—Ceramic
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C04B2237/00—Aspects relating to ceramic laminates or to joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/30—Composition of layers of ceramic laminates or of ceramic or metallic articles to be joined by heating, e.g. Si substrates
    • C04B2237/32—Ceramic
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    • C04B2237/366—Aluminium nitride
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    • Y10T428/24942—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.] including components having same physical characteristic in differing degree

Definitions

  • the present invention relates to an apparatus for heating a semiconductor.
  • a semiconductor manufacturing apparatus used for a dry process or plasma coating in semiconductor manufacturing uses highly reactive halogen-based plasmas such as F and Cl for etching and cleaning. For this reason, high corrosion resistance is requested
  • high corrosion resistance ceramic members such as aluminum nitride, alumina, and sapphire are used. Since these materials gradually cause corrosion due to long-term use and cause dust generation, further high corrosion resistance materials are required.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 35594266
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-73280 discloses a ceramic heater in which a resistance heating element is embedded in an aluminum nitride ceramic plate and an aluminum nitride shaft is joined to the plate.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No.
  • the amount of metal carbide in the resistance heating element is further reduced, thereby reducing variation in the amount of carbide at each location of the resistance heating element. It is described that the temperature distribution on the heating surface is reduced.
  • a semiconductor manufacturing process uses a highly corrosive gas such as a halogen-based gas for cleaning the device in order to prevent contamination of the wafer.
  • a highly corrosive gas such as a halogen-based gas
  • temperature uniformity on the wafer is required.
  • a ceramic heater made of AlN (aluminum nitride) is widely used as an existing technology as a member for holding and further heating the Si wafer in the semiconductor manufacturing apparatus, and exhibits good temperature uniformity on the wafer in the initial stage of use. I can do it.
  • cleaning with corrosive gas corrodes AlN and changes the shape and roughness of the heater surface, so the temperature distribution changes as the service period elapses, and temperature uniformity cannot be maintained. was there.
  • the temperature uniformity may deteriorate in a temperature region different from the design temperature.
  • the resistance heating element is heated so that the ceramic heater is at a temperature higher than the design temperature, a hot spot is generated near the center of the heating surface of the ceramic plate, and the temperature difference from the vicinity of the outer periphery increases, resulting in poor thermal uniformity.
  • a ceramic heater having a different design temperature is designed every time the process temperature in wafer etching or CVD is different.
  • An object of the present invention is to reduce the number of particles when used in a ceramic corrosive gas or plasma atmosphere in a ceramic heating apparatus used for semiconductor processing, and to maintain temperature uniformity over a long period of time.
  • the phase is the main phase.
  • the ceramic material of the present invention has a magnesium-aluminum oxynitride phase as a main phase, but is superior in corrosion resistance to highly corrosive gases such as a halogen-based gas as compared with aluminum nitride.
  • highly corrosive gases such as a halogen-based gas
  • a support portion that supports the susceptor is formed of the ceramic material. Since this ceramic material has a lower thermal conductivity than aluminum nitride, supporting the susceptor with a support made of this ceramic material will show good temperature uniformity on the wafer in a wide range of operating temperatures. I can do it.
  • FIG. 1 is an XRD analysis chart of Experimental Example 1.
  • FIG. 2 is an EPMA element mapping image of Experimental Examples 1 and 4.
  • FIG. 3 is an XRD analysis chart of Experimental Example 7.
  • FIG. 4 is an XRD analysis chart of Experimental Example 10.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view schematically showing a heating device according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a front view schematically showing the appearance of the heating device according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a flowchart showing a method for manufacturing a heating device according to an embodiment of the present invention.
  • the novel ceramic material used in the present invention will be described, and then the configuration of the heating apparatus will be described.
  • the main phase is a nitride phase.
  • the ceramic material of the present invention has a corrosion resistance equivalent to or higher than that of spinel. For this reason, the susceptor of the present invention can withstand a halogen-based plasma such as F and Cl having high reactivity used in a semiconductor manufacturing process for a long period of time, and can reduce the amount of dust generated from this member. In addition, even if it is used for a long time in a corrosive environment, it is difficult for the surface state to change due to corrosion, and as a result, good temperature uniformity on the wafer is exhibited over a long period of time.
  • this magnesium-aluminum oxynitride has the same or higher corrosion resistance to halogen-based plasma than spinel, it is considered that the ceramic material of the present invention containing this oxynitride as the main phase also has higher corrosion resistance. Further, this magnesium-aluminum oxynitride may have a linear thermal expansion coefficient lower than that of spinel while having corrosion resistance equivalent to that of spinel.
  • the ceramic material of the present invention may contain a crystal phase of MgO—AlN solid solution in which aluminum nitride is dissolved in magnesium oxide as a subphase. Since this MgO-AlN solid solution also has high corrosion resistance, there is no problem even if it is included as a subphase.
  • the ceramic material of the present invention tends to decrease the corrosion resistance when an AlN crystal phase is included as a secondary phase. It is more preferable. Moreover, since spinel has higher corrosion resistance than alumina and AlN crystal, it may contain a small amount.
  • the spinel is preferably less.
  • a small amount of spinel or AlN crystal phase may be contained.
  • the ceramic material of the present invention preferably has a magnesium / aluminum molar ratio of 0.20 to 2 in order to obtain corrosion resistance equivalent to or higher than that of spinel. The ratio is more preferably 0.75 or more and 2 or less.
  • the magnesium / aluminum molar ratio is less than 0.20, the amount of any one of aluminum nitride, spinel, and aluminum oxide increases, and there is a concern that high corrosion resistance characteristics may be lost. If the magnesium / aluminum molar ratio exceeds 2, the MgO—AlN solid solution tends to be the main phase.
  • the molar ratio of magnesium / aluminum in the raw material powder is preferably 0.05 or more and 1.5 or less. The molar ratio is more preferably 0.1 or more and 1 or less.
  • the open porosity is preferably 5% or less.
  • the open porosity is a value measured by the Archimedes method using pure water as a medium. If the open porosity exceeds 5%, the strength may be reduced, or the material itself may be likely to generate dust by degreasing, and further, dust generation components are likely to accumulate in the pores during material processing or the like, which is not preferable.
  • the open porosity is preferably as close to zero as possible. For this reason, there is no lower limit in particular.
  • the linear thermal expansion coefficient at 40 to 1000 ° C. of the magnesium-aluminum oxynitride forming the main phase is 6 to 7 ppm / K.
  • MgO-AlN solid solution (12 to 14 ppm / K), spinel (8 to 9 ppm / K), and aluminum nitride (5 to 6 ppm / K) as subphase components, high corrosion resistance is maintained.
  • the linear thermal expansion coefficient can be controlled to 5.5 to 10 ppm / K.
  • spinel and aluminum nitride have lower corrosion resistance than magnesium-aluminum oxynitride and MgO-AlN solid solution, it is preferable that there be less.
  • the thermal expansion with the material used as a semiconductor manufacturing apparatus member such as aluminum oxide, yttrium oxide, and aluminum nitride can be matched, or the thermal expansion difference can be reduced.
  • the ceramic material of the present invention and the conventional material can be laminated and bonded. If it carries out like this, only the surface (1st structure) can be made into the ceramic material which has the high corrosion resistance of this invention, and a conventional material can be used for the base material of a lower part (2nd structure).
  • a laminated structure and thermal expansion adjustment are effective in integral sintering.
  • a material mainly composed of aluminum nitride for the base material of the second structure high thermal conductivity can be maintained, and the surface temperature of the ceramic material having high corrosion resistance can be easily maintained.
  • Such a configuration is particularly effective in a semiconductor manufacturing apparatus with a built-in heater.
  • the ceramic material of the present invention can be produced by firing a mixed powder of magnesium oxide, alumina, and aluminum nitride after forming.
  • magnesium oxide is 15 mass% or more and 66.2 mass% or less
  • alumina is 63 mass% or less
  • aluminum nitride is 57.7 mass% or less.
  • the mixed powder may be fired after molding. Further, a powder in which magnesium oxide is mixed in an amount of 37 mass% to 66.2 mass%, alumina is 63 mass% or less, and aluminum nitride is 57.7 mass% or less may be formed and fired.
  • magnesium oxide is 5 mass% to 60 mass%
  • alumina is 60 mass% or less
  • aluminum nitride is 90 mass. % May be fired after molding.
  • the firing temperature is preferably 1750 ° C. or higher.
  • a firing temperature of less than 1750 ° C. is not preferable because the intended magnesium-aluminum oxynitride may not be obtained.
  • the upper limit of baking temperature is not specifically limited, For example, it is good also as 1850 degreeC or 1900 degreeC.
  • the heating device of the present invention includes a susceptor having a heating surface for heating a semiconductor and a support portion joined to the back surface of the susceptor. FIGS. 5 and 6 schematically illustrate such a heating device.
  • the susceptor 2 has a plate shape, and the upper surface 2a of the susceptor 2 is a semiconductor heating surface.
  • the semiconductor heating surface 2a does not have to be flat, and may be processed with irregularities, formed with a groove corresponding to the size of the substrate, or formed with a purge gas groove.
  • a support portion 3 is joined to the lower surface (back surface) 2b of the susceptor.
  • the support portion is tubular, and the power supply member 5 is accommodated in the support portion 3.
  • the power supply member is connected to the heating element 4 embedded in the susceptor.
  • the susceptor has a disk shape, preferably a substantially disk shape.
  • the size of the susceptor is not particularly limited.
  • the susceptor has a diameter of 280 to 380 mm and a thickness of 8 to 20 mm.
  • the outer diameter of the joint portion between the susceptor and the support portion is not particularly limited, but the diameter is, for example, 60 to 120 mm.
  • the support portion preferably has a step in the middle, and the susceptor side is a large diameter portion 3a and the opposite side is a small diameter portion 3c with the step as a boundary.
  • Flanges 3b and 3d are formed at the end of the large-diameter portion 3a and the end of the small-diameter portion 3c, respectively (however, there is no flange 3b in the example of FIG. 5).
  • the end part of a large diameter part is joined to the back surface of a susceptor so that a support part may become coaxial with a susceptor and a central axis.
  • the heating element is preferably embedded in the susceptor, but may be attached to the susceptor.
  • the heating element may be an external heating element such as an infrared heating element provided at a position away from the susceptor.
  • the susceptor is formed of the ceramic material, but the material of the support portion 3 (so-called shaft) is not necessarily limited, and the following can be exemplified.
  • the material of the support portion 3 is also the ceramic material.
  • the ceramic material forming the susceptor and the ceramic material forming the support portion do not need to have the same composition, and may have different compositions within the above range.
  • the present inventors considered that the contribution to heat dissipation by radiant heat conduction increases among the three types of heat conduction at high temperatures. .
  • the support part is joined to the center part of the susceptor, the dominant solid heat conduction at low temperature contributes greatly, and at low temperature, heat escape from the center part of the susceptor is large and the temperature of the center part does not increase. .
  • the heating element for example, a linear conductor bent and processed into a wound body can be used.
  • the wire diameter of the heating element is about 0.3 mm to 0.5 mm.
  • the winding diameter is about 2 mm to 4 mm, and the pitch is about 1 mm to 7 mm.
  • the “winding diameter” means the inner diameter of the coil constituting the heating element.
  • various forms such as a ribbon shape, a mesh shape, a coil spring shape, a sheet shape, and a printed electrode can be adopted in addition to the coil shape. Note that it is desirable to perform pattern deformation as necessary, such as by bypassing the heating element 12 in a portion adjacent to a lift pin or the like and a through hole provided for purge gas.
  • a high melting point conductive material such as molybdenum (Mo), tungsten (W), niobium (Nb), or the like can be preferably used.
  • a high-frequency electrode for generating plasma on the susceptor can be embedded in the susceptor of the heating device.
  • the above-mentioned heating element material can be diverted.
  • the susceptor of the present invention is excellent in corrosion resistance against halogen-based corrosive gas and plasma thereof, and particularly excellent in corrosion resistance against the following halogen-based corrosive gas or a mixture thereof or plasma thereof.
  • Experimental Examples 1 to 3 and 6 to 16 correspond to examples of the present invention, and Experimental Examples 4, 5, and 17 to 19 correspond to comparative examples.
  • the compounded powder was uniaxially pressed at a pressure of 200 kgf / cm 2 to produce a disk-shaped molded body having a diameter of about 35 mm and a thickness of about 10 mm, and stored in a firing graphite mold.
  • -Firing A ceramic material was obtained by hot-press firing the disk-shaped compact. In hot press firing, the press pressure was 200 kgf / cm 2 , firing was performed at the firing temperature (maximum temperature) shown in Table 1, and an Ar atmosphere was maintained until firing was completed. The holding time at the firing temperature was 4 hours.
  • Example 4 A ceramic material was obtained in the same manner as in Experimental Example 1 except that the MgO raw material and the Al 2 O 3 raw material were weighed so as to have the mass% shown in Table 1.
  • Example 5 A ceramic material was obtained in the same manner as in Experimental Example 1 except that the firing temperature was set to 1650 ° C.
  • Example 6 to 12 The ceramic material was measured in the same manner as in Experimental Example 1 except that the MgO raw material, the Al 2 O 3 raw material, and the AlN raw material were weighed so as to have the mass% shown in Table 1 and the firing temperature was changed to the temperature shown in Table 1. Obtained.
  • test piece was 50 mm in diameter (0.5 to 1 mm), each electrode was formed of silver so that the main electrode had a diameter of 20 mm, the guard electrode had an inner diameter of 30 mm, an outer diameter of 40 mm, and the applied electrode had a diameter of 40 mm.
  • the applied voltage was 2 kV / mm, the current value at 1 minute after the voltage application was read, and the room temperature volume resistivity was calculated from the current value.
  • Experimental Example 7 and Experimental Example 19 (MgO sintered body) were measured at 600 ° C. under vacuum (0.01 Pa or less).
  • the shape of the test piece was 50 mm in diameter (0.5 to 1 mm), each electrode was formed of silver so that the main electrode had a diameter of 20 mm, the guard electrode had an inner diameter of 30 mm, an outer diameter of 40 mm, and the applied electrode had a diameter of 40 mm.
  • the applied voltage was 500 V / mm, the current value at 1 hour after voltage application was read, and the volume resistivity was calculated from the current value.
  • “aEb” represents a ⁇ 10 b
  • “1E16” represents 1 ⁇ 10 16 .
  • FIG. 1 shows an XRD analysis chart of Experimental Example 1.
  • Table 1 summarizes the crystal phases detected in Experimental Examples 1 to 19.
  • the XRD analysis charts of the ceramic materials of Experimental Examples 1 to 3 show a plurality of peaks ( ⁇ in FIG. 1) that cannot be identified and a peak of MgO—AlN solid solution in which aluminum nitride is dissolved in magnesium oxide ( 1).
  • FIG. 2 shows an EPMA element mapping image of Experimental Example 1. 2, it is confirmed that Experimental Example 1 is composed of two phases of the magnesium-aluminum oxynitride (x part) and the MgO—AlN solid solution (y part) shown in FIG. 1, and the former is the main phase. I understood that.
  • the main phase refers to a component having a volume ratio of 50% or more
  • the subphase refers to a phase in which an XRD peak is identified other than the main phase. Since the area ratio in the cross-sectional observation is considered to reflect the volume ratio, the main phase is a region having an area of 50% or more in the EPMA element mapping image, and the subphase is a region other than the main phase. From FIG. 2, it was found that the area ratio of magnesium-aluminum oxynitride was about 66%, and magnesium-aluminum oxynitride was the main phase.
  • the basis for specifying that the x part is magnesium-aluminum oxynitride is composed of four components of Mg, Al, O, and N, and Mg and N compared to the spinel material (z part) of Experimental Example 4 This is because the concentration was high, the Al concentration was about the same, and the O concentration was low. That is, this magnesium-aluminum oxynitride is characterized by containing more Mg than spinel.
  • the determination of the main phase and the subphase is performed by EPMA element mapping.
  • EPMA element mapping image is color-coded into red, orange, yellow, yellow green, green, blue, and indigo according to the concentration. Red represents the highest concentration, indigo represents the lowest concentration, and black represents zero.
  • FIG. 2 is displayed in monochrome, the original colors in FIG. 2 will be described below.
  • Mg is yellow-green in the x part and red in the y part
  • Al is orange in the x part and blue in the y part
  • N is orange in the x part and blue in the y part
  • O is light blue in the x part.
  • Mg was green as a whole (z portion)
  • Al was orange as a whole
  • N was black as a whole
  • O was red as a whole.
  • the ceramic material contained spinel (MgAl 2 O 4 ) as the main phase.
  • FIG. 3 shows an XRD analysis chart of Experimental Example 7
  • FIG. 4 shows an XRD analysis chart of Experimental Example 10.
  • Experimental Example 10 was found to have MgO—AlN solid solution ( ⁇ in the figure) as a subphase.
  • the XRD analysis chart is not shown, and the main phase and subphase are shown in Table 1.
  • the etching rates of the ceramic materials of Experimental Examples 1 to 3 and 6 to 8 are as low as 80% or less of Experimental Example 4, and the etching rates of Experimental Examples 9 to 12 are as low as 90% or less of Experimental Example 4. It was found that the corrosion resistance was very high. Since Experimental Example 5 contained a lot of spinel and aluminum nitride having low corrosion resistance, the etching rate was high. Note that the etching rate of alumina shown in Experimental Example 18 is higher than that of the ceramic material (spinel) of Experimental Example 4. In addition, the ceramic materials of Experimental Examples 1 to 3 and 6 to 8 have sufficiently high values for bending strength and volume resistivity.
  • the etching rate at high temperature was also measured.
  • the surface of each material was polished to a mirror surface and subjected to a corrosion resistance test at a high temperature under the following conditions using an ICP plasma corrosion resistance test apparatus. Then, the etching rate of each material was calculated by dividing the step between the mask surface and the exposed surface measured by the step meter by the test time. As a result, the etching rate of each material was 1/3 or less that of alumina, 1/5 or less that of aluminum nitride, and the same level as spinel, and the plasma corrosion resistance at high temperatures was also good.
  • Experimental Example 17 the raw material composition was the same as that in Experimental Example 6, but since the firing temperature was low, spinel became the main phase instead of magnesium-aluminum oxynitride, so the corrosion resistance was lower than in Experimental Example 6. With this, the coefficient of linear thermal expansion increased.
  • the ceramic material having a magnesium-aluminum oxynitride phase as a main phase has a lower electrical resistance than MgO. From the above, the ceramic materials produced in Experimental Examples 1 to 3 and 6 to 16 are also expected to have an electrical resistance lower than that of magnesium oxide. 2. Laminated Sintering Next, laminated bodies obtained by laminating and sintering the first structure and the second structure using the above-described ceramic material will be described (Experimental Examples 20 to 26). Experimental examples 20 to 24 correspond to examples of the present invention, and experimental examples 25 and 26 correspond to comparative examples. [Experimental Examples 20 and 21] In the ceramic materials of Experimental Examples 4 and 6 to 12, the average linear thermal expansion coefficient at 40 to 1000 ° C. was 7 to 9 ppm / K.
  • the ceramic material of Experimental Example 10 is used as the first structure
  • aluminum nitride is used as the second structure
  • the first and second structures are stacked to have a diameter of 50 mm.
  • Lamination sintering was performed on the sample molded into the above.
  • yttrium oxide is added as a sintering aid in an amount of 5% by mass (that is, added at a ratio of 5 parts by mass of Y 2 O 3 to 100 parts by mass of AlN, referred to as AlN [1]).
  • 50% by mass added that is, added at a ratio of 50 parts by mass of Y 2 O 3 to 100 parts by mass of AlN, referred to as AlN [2]).
  • the aluminum nitride and yttrium oxide raw materials commercially available products having a purity of 99.9% by mass or more and an average particle size of 1 ⁇ m or less were used.
  • the AlN raw material it is inevitable that oxygen is contained in an amount of about 1% by mass, and the purity is obtained by removing oxygen from the impurity element.
  • the average linear thermal expansion coefficient of 40 to 1000 ° C. is 5.7 ppm / K for AlN [1] and 6.2 ppm / K for AlN [2]
  • the first structure and the second structure There is a difference in thermal expansion between the two.
  • an intermediate layer in which AlN [1] or AlN [2] and the raw material of Experimental Example 10 are mixed is provided between the first structure and the second structure.
  • This intermediate layer can alleviate the difference in thermal expansion.
  • the intermediate layer has three layers mixed at a mass ratio of 25:75, 50:50, and 75:25, and in Experimental Example 21 using AlN [2], the intermediate ratio is 40. : 60, 60:40 mixed to form two layers.
  • molding, and baking is explained in full detail.
  • AlN [1] of the second structure first, aluminum nitride powder and yttrium oxide powder are weighed at a ratio of 100% by mass and 5.0% by mass, using isopropyl alcohol as a solvent, a nylon pot, and a nylon cobblestone. For 4 hours. After mixing, the slurry was taken out and dried at 110 ° C. in a nitrogen stream. Thereafter, the mixture was passed through a 30-mesh sieve to obtain a mixed powder. Furthermore, the obtained blended powder was heat-treated at 450 ° C. for 5 hours or more in the air atmosphere, and the carbon components mixed during the wet mixing were removed by burning.
  • the intermediate layer of the laminate using AlN [1] was prepared as follows.
  • the blended powder of Experimental Example 10 and the blended powder of the above-mentioned aluminum nitride were weighed at a mass ratio of 75:25 (intermediate layer 1), 50:50 (intermediate layer 2), and 25:75 (intermediate layer 3). Then, using isopropyl alcohol as a solvent, the mixture was wet-mixed for 4 hours using a nylon pot and nylon cobblestone. After mixing, the slurry was taken out and dried at 110 ° C. in a nitrogen stream. Thereafter, it was passed through a 30-mesh sieve to obtain a mixed powder.
  • AlN [2] of the second structure aluminum nitride powder and yttrium oxide powder were prepared in the same manner as AlN [1] except that they were weighed at a ratio of 100% by mass and 50% by mass. Further, the intermediate layer of the laminate using AlN [2] has a mass ratio of 60:40 (intermediate layer 1) and 40:60 (intermediate layer 2) of the prepared powder of Experimental Example 10 and the prepared powder of aluminum nitride described above.
  • the mixture was prepared in the same manner as in the case of AlN [1] except that it was weighed at a ratio of -Molding First, aluminum nitride mixed powder as a raw material of the second structure was filled in a metal mold having a diameter of 50 mm, and uniaxial pressure molding was performed at a pressure of 200 kgf / cm 2 .
  • the aluminum nitride molded body was not die-cut, and the upper portion was filled with the mixed powder of the intermediate layer in descending order of the aluminum nitride ratio, and uniaxially pressure-molded for each filling at a pressure of 200 kgf / cm 2 .
  • the blended powder of Experimental Example 10 which is a raw material of the first structure was filled, and pressure molding was performed at 200 kgf / cm 2 .
  • a disk of 23 mm in total consisting of an aluminum nitride layer of the second structure of 10 mm, an intermediate layer of 1 mm ⁇ 3 layers, and a layer of Example 10 of the first structure of 10 mm A shaped molded body was obtained.
  • the aluminum nitride layer of the second structure is 10 mm
  • the intermediate layer is 1 mm ⁇ 2 layers
  • the layer of Experimental Example 10 of the first structure is 10 mm, for a total of 22 mm.
  • the laminated disk-shaped compacts were stored in a firing graphite mold.
  • -Firing A disc-shaped molded body housed in a firing graphite mold was hot-press fired to obtain an integrally fired ceramic material.
  • the press pressure was 200 kgf / cm 2
  • firing was performed at a firing temperature of 1800 ° C.
  • an Ar atmosphere was maintained until the firing was completed.
  • the holding time at the firing temperature was 4 hours.
  • baking was also performed at a baking temperature of 1750 ° C. (Experimental Examples 20-1 and 211-1).
  • the sintered body obtained by the above-described manufacturing method includes a laminate using AlN [1] (Experimental Examples 20 and 20-1) and a laminate using AlN [2] (Experimental Examples 21 and 21-1).
  • the upper part was composed of a sintered body mainly composed of magnesium-aluminum oxynitride having high corrosion resistance
  • the lower part of the sintered body was mainly composed of aluminum nitride having high thermal conductivity
  • an intermediate layer was disposed in the middle.
  • the intermediate layer is inclined so that the content of AlN becomes higher as it approaches the second structure from the first structure.
  • Example 23 as shown in Table 2, the experiment was performed except that the ceramic material of Experimental Example 6 was the first structure, the yttrium oxide was the second structure, and was laminated and sintered in an N 2 atmosphere without an intermediate layer. A laminate was obtained in the same manner as in Example 20.
  • Experimental Example 24 as shown in Table 2, the ceramic material of Experimental Example 13 was the first structure, and aluminum nitride (AlN [1]) was the second structure, and was laminated and sintered in an N 2 atmosphere without an intermediate layer.
  • a laminated body was obtained in the same manner as in Experimental Example 20 except that. In any of Experimental Examples 22 to 24, no cracks or cracks were observed between the layers.
  • Experimental Examples 22 to 24 since the difference in coefficient of linear thermal expansion between the first structure and the second structure was as small as 0.3 ppm / K or less, generation of cracks, cracks, etc. was prevented without an intermediate layer. We were able to. In Experimental Examples 22 to 24, an intermediate layer may be provided as in Experimental Examples 20, 20-1, 21, 21, and 21-1. [Experimental Examples 25 and 26] In Experimental Example 25, as shown in Table 2, it was the same as Experimental Example 20 except that alumina was the first structure, aluminum nitride (AlN [1]) was the second structure, and layered and sintered in an N 2 atmosphere. Thus, a laminate was obtained.
  • AlN [1] aluminum nitride
  • Experimental Example 26 is the same as Experimental Example 20 except that the spinel is the first structure, the aluminum nitride (AlN [1]) is the second structure, and is laminated and sintered in an N 2 atmosphere. Thus, a laminate was obtained.
  • both Experimental Examples 25 and 26 cracks occurred between the layers. This is probably because the difference in coefficient of linear thermal expansion between the first structure and the second structure was too large, and as a result, cracks due to the difference in thermal expansion could not be prevented despite the provision of the intermediate layer.
  • a method for manufacturing a ceramic heater according to an embodiment of the present invention will be described with reference to FIGS. (A) First, the material of the susceptor (plate) is adjusted (S101).
  • the MgO raw material, Al 2 O 3 raw material, and AlN raw material constituting the plate are weighed so as to be the mass% shown in Table 3, using isopropyl alcohol as a solvent, a nylon pot, and an alumina having a diameter of 5 mm.
  • Wet mixing was performed using cobblestone for 4 hours.
  • a mixing method for example, a large ball mill device in which a container itself called a trommel rotates is used. After mixing, the slurry was taken out and dried at 110 ° C. in a nitrogen stream. Thereafter, it was passed through a 30-mesh sieve to obtain a mixed powder.
  • Hot press is a method in which raw material powder or compact is filled or inserted into a carbon jig and fired under a uniaxial pressure of 30 to 50 MPa. It is a ceramic material that is difficult to be densified by normal atmospheric pressure sintering. Suitable for firing.
  • the firing conditions at this time are a firing temperature of 1600 ° C. to 2000 ° C., a pressure of 100 to 300 kg / cm 2 , and a firing time of 2 to 5 hours.
  • the support portion (shaft) portion is manufactured separately from the plate.
  • the material of the shaft is adjusted (S104). Specifically, a mixed powder is obtained in the same manner as the plate material adjustment (S101).
  • the obtained blended powder is put into a firing furnace such as a cold isostatic press (Cold Isostatic Pressing, CIP) and fired to produce a molded body (S105).
  • CIP is a method in which an isotropic pressure molding process is performed on a uniaxial molded body obtained by a mold molding method, and improvement and unevenness of the molded body density can be eliminated. It is also possible to obtain a molded article by directly filling a rubber mold with raw material powder and performing CIP treatment without molding.
  • the molded body of the shaft thus obtained is fired in a normal pressure firing furnace or the like (S106).
  • the firing conditions at this time are a firing temperature of 1600 ° C.
  • the plate and shaft obtained by the above procedure are joined in a firing furnace by the direct bond method (S108).
  • the firing conditions at this time are a firing temperature of 1400 ° C. to 2000 ° C., a pressure of 100 to 300 kg / cm 2 , and a firing time of 2 to 5 hours.
  • the joined ceramic heater is subjected to side surface processing, and terminals are joined by a joining furnace. Thereafter, cleaning treatment and evaluation of soaking are performed.
  • the nickel feeding rod 5 is brazed and joined to the connection terminal 6 with Kovar metal interposed between the first and second holes of the ceramic plate using gold brazing.
  • the ceramic heaters of Examples and Comparative Examples were placed in a vacuum chamber, and a Si wafer was placed on the ceramic heater and heated to 200 ° C., 400 ° C., and 600 ° C. (design temperature).
  • the amount of particles on the surface of the Si wafer after the heating on the ceramic heater installation surface side was measured using a particle counter.
  • the heater was heated to each temperature by temperature control using a thermocouple (not shown) attached to the back surface of the ceramic plate. .
  • Surface Roughness The roughness of the surface of the susceptor (semiconductor installation surface) was measured with a Taylor Hobson roughness meter. There are two measurement points on the inside and outside in the plane.
  • the temperature uniformity on the wafer is deteriorated.
  • the amount of particles after gas exposure is large, the surface roughness is not deteriorated, and as a result, temperature uniformity on the wafer is maintained. This is because the susceptor material is the ceramic material of the present invention.
  • the temperature uniformity on the wafer before the corrosion resistance test is good at the evaluation temperature of 600 ° C., but the temperature uniformity on the wafer is inferior at the evaluation temperatures of 200 ° C.

Abstract

加熱装置は、半導体を加熱する加熱面を有するサセプター２およびこのサセプター２の背面に接合されている支持部３を備えている。サセプター２が、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料からなり、このセラミックス材料が、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～５０°に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とする。

Description

加熱装置
　本発明は、半導体を加熱する装置に関するものである。
　半導体製造におけるドライプロセスやプラズマコーティングなどに用いられる半導体製造装置には、エッチング用やクリーニング用として、反応性の高いＦ、Ｃｌ等のハロゲン系プラズマが使用される。このため、そのような半導体製造装置に組み付けられる部材には、高い耐食性が要求され、一般的にはアルマイト処理を施したアルミニウムやハステロイ等の高耐食金属やセラミックス部材が使用される。特にＳｉウエハーを支持固定する静電チャック材やヒーター材には高耐食と低発塵性が必要なため、窒化アルミニウム、アルミナ、サファイア等の高耐食セラミックス部材が用いられている。これらの材料では長期間の使用によって徐々に腐食が進行して発塵原因となるため、更なる高耐食材料が求められている。このような要求に応えるべく、材料としてアルミナ等より高耐食であるマグネシアやスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、それらの複合材を用いることが検討されている（例えば特許文献１：特許第３５５９４２６号公報）。
　また、ウエハーを加熱するために用いられるセラミックスヒーターが知られている。こうしたセラミックスヒーターにおいては、ウエハーを均一に加熱できるよう、ヒーターの均熱性が要求される。例えば、特許文献２（特開平８−７３２８０）には、抵抗発熱体を窒化アルミニウム質セラミックスプレートに埋設し、窒化アルミニウム質のシャフトをプレートに接合したセラミックスヒーターが開示されている。特許文献３（特開２００３−２８８９７５号公報）においては、シャフト付きのヒーターにおいて、更に抵抗発熱体における金属炭化物の量を少なくすることで、抵抗発熱体の場所ごとの炭化物量のばらつきを少なくして加熱面の温度分布を小さくすることが記載されている。
　通常、半導体製造プロセスはウエハーの汚染防止の為、ハロゲン系ガス等の腐食性の強いガスを装置クリーニングに用いている。又、ウエハー上に均一に成膜を行う為、ウエハー上の温度均一性が求められる。半導体製造装置内でＳｉウエハーを保持し更に加温する部材として、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）製のセラミックヒーターが既存技術として広く用いられており、使用初期には良好なウエハー上温度均一性を示す事が出来る。しかし、腐食性ガスによるクリーニングによって、ＡｌＮが腐食され、ヒーター表面の形状や粗さが変化してしまう事により、使用期間が経過するに従って温度分布が変化し、温度均一性が保てなくなるという問題があった。
　また、上述したようなシャフトを備えたセラミックスヒーターにおいて、設計温度付近で温度分布の均一性、すなわち均熱性が良好な場合でも、設計温度と異なる温度領域では均熱性が悪化してしまう場合がある。例えば、セラミックスヒーターが設計温度より高い温度となるように抵抗発熱体を発熱させると、セラミックスプレートの加熱面の中央付近にホットスポットが生じて外周付近との温度差が大きくなり均熱性が悪化する。そして、このように設計温度以外では均熱性が悪化するため、ウエハーのエッチングやＣＶＤなどにおけるプロセス温度が異なる毎に異なる設計温度のセラミックスヒーターを設計することが行われている。しかし、近年ではプロセス中に温度を変える必要性が生じており、温度が変化しても均熱性が悪化しにくいヒーターが求められている。
　又、ＡｌＮの熱伝導率が高い為、ＡｌＮシャフト部からの放熱が大きく、その放熱を補う為、プレート中心部と外周部で発熱量を変える必要があるが、使用温度が変化すると、発熱と放熱のバランスが変化する為、ＡｌＮヒーターには、良好な温度均一性を保ったまま広い温度範囲で使用する事が出来ないという問題がある。
　本発明の課題は、半導体処理に使用するセラミック加熱装置において、ハロゲン系腐食性ガスまたそのプラズマ雰囲気下で使用したときのパーティクルを少なくし、また温度均一性を長期間にわたって保持できるようにすることである。
　また、本発明の課題は、半導体処理に使用するセラミック加熱装置において、広い温度範囲で良好な温度均一性を実現できるようにすることである。
　本発明は、半導体を加熱する加熱面を有するサセプターおよびこのサセプターの背面に接合されている支持部を備えている加熱装置であって、
　サセプターが、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料からなり、このセラミックス材料が、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７~５０°に現れるマグネシウム−アルミニウム酸窒化物相を主相とすることを特徴とする。
　本発明のセラミックス材料は、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物相を主相としているが、窒化アルミニウムと比較して、ハロゲン系ガス等の腐食性の強いガスに対する耐食性に優れている。このセラミックス材料によってサセプターを形成すると、腐食環境下で長く使用されても、腐食による表面状態の変化を生じにくく、この結果として良好なウエハー上温度均一性を長期間にわたって発現する事が可能となった。
　好適な実施形態においては、サセプターを支持する支持部を前記セラミックス材料によって形成する。このセラミックス材料は、窒化アルミニウムと比較して熱伝導率が低いため、このセラミックス材料によって形成された支持部によってサセプターを支持することで、幅広い使用温度域で良好なウエハー上温度均一性を示す事が出来る。
　図１は、実験例１のＸＲＤ解析チャートである。
　図２は、実験例１，４のＥＰＭＡ元素マッピング像である。
　図３は、実験例７のＸＲＤ解析チャートである。
　図４は、実験例１０のＸＲＤ解析チャートである。
　図５は、本発明の実施形態に係る加熱装置を概略的に示す断面図である。
　図６は、本発明の実施形態に係る加熱装置の外観を概略的に示す正面図である。
　図７は、本発明の実施形態に係る加熱装置の製造方法を示すフローチャートである。
　以下、本発明で用いる新規なセラミックス材料を説明し、次いで加熱装置の構成を説明する。
［セラミックス材料］
　本発明者らは、酸化マグネシウムとアルミナと窒化アルミニウムとの混合粉末を成形後ホットプレス焼成することにより得られるセラミックス材料の耐食性を鋭意検討したところ、特定位置にＸＲＤピークを有するマグネシウム−アルミニウム酸窒化物を主相とするセラミックス材料が非常に高い耐食性を示すことを見いだした。
　すなわち、本発明のセラミックス材料は、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料であって、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７~５０°に現れるマグネシウム−アルミニウム酸窒化物相を主相とするものである。
　本発明のセラミックス材料は、耐食性がスピネルと同等かそれよりも高い。このため、本発明のサセプターは、半導体製造プロセスにおいて使用される反応性の高いＦ、Ｃｌ等のハロゲン系プラズマに長期間耐えることができ、この部材からの発塵量を低減することができる。しかも，腐食環境下で長く使用されても、腐食による表面状態の変化を生じにくく、この結果として良好なウエハー上温度均一性を長期間にわたって発現する。
　本発明のセラミックス材料は、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とし、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７~５０°に現れるマグネシウム−アルミニウム酸窒化物相を主相とするものである。このマグネシウム−アルミニウム酸窒化物は、ハロゲン系プラズマに対する耐食性がスピネルと同等かそれより高いため、この酸窒化物を主相とする本発明のセラミックス材料も耐食性が高くなったと考えられる。また、このマグネシウム−アルミニウム酸窒化物は、スピネルと同等の耐食性を持ちながらスピネルよりも線熱膨張係数が低いものとすることもできる。
　本発明のセラミックス材料は、酸化マグネシウムに窒化アルミニウムが固溶したＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体の結晶相を副相として含んでいてもよい。このＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体も耐食性が高いため、副相として含まれていても問題ない。このＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体は、ＣｕＫα線を用いたときの（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝４２．９~４４．８°，６２．３~６５．２°に現れるものとしてもよく、更に、（１１１）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝３６．９~３９°に現れるものとしてもよい。（１１１）面のピークが他の結晶相のピークとの判別を行いにくい場合があることから、（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークのみ上記範囲に現れるものとしてもよい。同様に、（２００）面または（２２０）面のピークも他の結晶相のピークとの判別を行いにくい場合がある。
　本発明のセラミックス材料は、スピネルと同等かそれよりも高い耐食性を得るには、副相としてＡｌＮ結晶相を含むと耐食性が低下する傾向があるため、ＡｌＮ結晶相は少ないことが好ましく、含まないことがより好ましい。また、スピネルは、アルミナやＡｌＮ結晶よりも耐食性が高いため、少量を含有してもよい。但し、スピネルは、本発明のマグネシウム−アルミニウム酸窒化物相、及びＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体よりも耐食性が劣るため、より少ないことが好ましい。一方、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数を低くするには、スピネルやＡｌＮ結晶相を少量含有していてもよい。
　本発明のセラミックス材料は、スピネルと同等かそれよりも高い耐食性を得るには、原料粉末中のマグネシウム／アルミニウムのモル比が０．２０以上２以下であることが好ましいが、マグネシウム／アルミニウムのモル比が０．７５以上２以下であることがより好ましい。マグネシウム／アルミニウムのモル比が０．２０未満であると窒化アルミニウム、スピネル、酸化アルミニウムのいずれかの生成量が多くなり、高耐食な特徴が失われることが懸念される。マグネシウム／アルミニウムのモル比が２を超えるとＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体が主相になりやすい。一方、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数を低くするには、原料粉末中のマグネシウム／アルミニウムのモル比が０．０５以上１．５以下であることが好ましいが、マグネシウム／アルミニウムのモル比が０．１以上１以下であることがより好ましい。
　本発明のセラミックス材料において、開気孔率は５％以下であることが好ましい。ここでは、開気孔率は、純水を媒体としたアルキメデス法により測定した値とする。開気孔率が５％を超えると、強度が低下するおそれや材料自身が脱粒によって発塵し易くなるおそれがあり、更に材料加工時等で気孔内に発塵成分がたまり易くなるため好ましくない。また、開気孔率は、できるだけゼロに近いほど好ましい。このため、特に下限値は存在しない。
　本発明のセラミックス材料において、主相をなすマグネシウム−アルミニウム酸窒化物の４０~１０００℃の線熱膨張係数は、６~７ｐｐｍ／Ｋである。そこで、副相成分のＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体（１２~１４ｐｐｍ／Ｋ）や、スピネル（８~９ｐｐｍ／Ｋ）、窒化アルミニウム（５~６ｐｐｍ／Ｋ）の比率を変えることにより、高耐食性を維持したまま、線熱膨張係数を５．５~１０ｐｐｍ／Ｋに制御することができる。但し、スピネルや窒化アルミニウムは、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物やＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体よりも耐食性が低いことから、より少ないことが好ましい。このような熱膨張の調整によって、酸化アルミニウム、酸化イットリウム及び窒化アルミニウムなど、半導体製造装置部材として用いられている材料との熱膨張を合わせる、または、熱膨張差を小さくすることができる。これによって、本発明のセラミックス材料と従来材料との積層や貼り合わせが可能となる。こうすれば、表面（第１構造体）のみを本発明の高い耐食性を有するセラミックス材料とし、下部（第２構造体）の基材に従来材料を使用することができる。特に、一体焼結においてこのような積層構造及び熱膨張調整は有効となる。なかでも、第２構造体の基材に窒化アルミニウムを主体とした材料を用いることにより、高熱伝導を維持することができ、高耐食であるセラミックス材料の表面温度を均一に保ちやすくなる。このような構成は、特にヒーター内蔵型の半導体製造装置において有効である。
［セラミックス材料の製造］
　本発明のセラミックス材料は、酸化マグネシウムとアルミナと窒化アルミニウムとの混合粉末を、成形後焼成することにより製造することができる。例えば、スピネルと同等かそれよりも高い耐食性を得るには、酸化マグネシウムを１５質量％以上６６．２質量％以下、アルミナを６３質量％以下、窒化アルミニウムを５７．７質量％以下となるように混合した粉末を成形後焼成してもよい。更には、酸化マグネシウムを３７質量％以上６６．２質量％以下、アルミナを６３質量％以下、窒化アルミニウムを５７．７質量％以下となるように混合した粉末を成形後焼成してもよい。一方、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数を低くして均熱性を高くするには、酸化マグネシウムを５質量％以上６０質量％以下、アルミナを６０質量％以下、窒化アルミニウムを９０質量％以下となるように混合した粉末を成形後焼成してもよい。また、焼成温度は１７５０℃以上とすることが好ましい。焼成温度が１７５０℃未満では、目的とするマグネシウム−アルミニウム酸窒化物が得られないおそれがあるため好ましくない。なお、焼成温度の上限は、特に限定するものではないが、例えば１８５０℃とか１９００℃としてもよい。また、焼成はホットプレス焼成を採用することが好ましく、ホットプレス焼成時のプレス圧力は、５０~３００ｋｇｆ／ｃｍ２で設定することが好ましい。焼成時の雰囲気は、酸化物原料の焼成に影響を及ぼさない雰囲気であることが好ましく、例えば窒素雰囲気やアルゴン雰囲気、ヘリウム雰囲気などの不活性雰囲気であることが好ましい。成形時の圧力は、特に制限するものではなく、形状を保持することのできる圧力に適宜設定すればよい。
［加熱装置］
　本発明の加熱装置は、半導体を加熱する加熱面を有するサセプターおよびこのサセプターの背面に接合されている支持部を備えている。第５図、第６図は、こうした加熱装置を概略的に例示するものである。
　サセプター２はプレート状であり、サセプター２の上面２ａは半導体加熱面である。半導体加熱面２ａは平坦である必要はなく、凹凸加工を行ったり、基板の大きさにあわせた溝を形成したり、パージガス用の溝を形成しても良い。サセプターの下面（背面）２ｂには支持部３が接合されている。本例では支持部は管状であり、支持部３中に電力供給部材５が収容されている。電力供給部材は、サセプター内に埋設された発熱体４に接続されている。
　サセプターは盤状であり、好ましくは略円盤状である。サセプターの大きさは、特に限定するものではないが、例えば直径２８０~３８０ｍｍ、厚さ８~２０ｍｍである。また、サセプターと支持部との接合部分の外径は、特に限定するものではないが、直径として例えば６０~１２０ｍｍである。支持部は、好ましくは途中に段差を有しており、段差を境にしてサセプター側が大径部３ａ、反対側が小径部３ｃとなっている。大径部３ａの端部及び小径部３ｃの端部には、それぞれフランジ３ｂ、３ｄが形成されている（ただし第５図の例にはフランジ３ｂがない）。そして、支持部はサセプターと中心軸が同軸となるように、大径部の端部がサセプターの背面に接合されている。
　ここで、発熱体は、サセプター内に埋設されていることが好ましいが、サセプターに取り付けられていても良い。また、発熱体は、サセプターから離れた位置に設けられた赤外線加熱素子のような外部発熱体であってよい。
　本発明では、サセプターを前記セラミックス材料によって形成するが、支持部３（いわゆるシャフト）の材質は必ずしも限定はされず、以下を例示できる。
　窒化アルミニウム、アルミナ、スピネル、酸化マグネシウム
　好ましくは、支持部３の材質も前記セラミックス材料とする。ただし、この場合にも、サセプターを形成する前記セラミックス材料と、支持部を形成する前記セラミックス材料とは、同一組成である必要はなく、前記の範囲で互いに異なる組成であってよい。
　本発明者らは、設計温度から外れると均熱性が悪化する原因について考察した結果、高温では３種の熱伝導の形態のうち放射熱伝導による放熱への寄与が大きくなるためであると考えた。例えば、サセプターの中心部に支持部が接合されているため、低温で支配的な固体熱伝導が大きく寄与して、低温ではサセプター中心部からの熱の逃げが大きく、中心部の温度は高くならない。しかし、高温では放射熱伝導の寄与が相対的に大きく、サセプターの中央付近と比べて支持部がない外周付近の方が放射により熱が逃げやすいため、外周部の放射による放熱が相対的に大きくなり、外周部の温度が中心部に比較して低くなり、高温で均熱性が悪化すると考えた。このため、支持部を前記セラミックス材料で形成すると、窒化アルミニウムなどに比べて熱伝導性が低いので、広い範囲の作動温度において良好な均熱性が得られ易い。
　発熱体は、例えば線状の導体を屈曲させ、巻回体に加工したものを使用可能である。発熱体の線径は０．３ｍｍ~０．５ｍｍ程度であり、コイル形状の場合には巻径は２ｍｍ~４ｍｍ程度であり、ピッチは１ｍｍ~７ｍｍ程度である。ここで「巻径」とは、発熱体を構成するコイルの内径を意味する。
　発熱体の形状としては、コイル形状の他にも、リボン状、メッシュ状、コイルスプリング状、シート状、印刷電極等の種々の形態を採用することもできる。なお、リフトピン等やパージガス用に設けられた貫通孔に隣接する部分では、発熱体１２を迂回させたりするなど、必要に応じてパターンの変形を行うことが望ましい。発熱体１２の材料としては、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）等の高融点導電材料を好ましく使用できる。
　加熱装置のサセプター内には、プラズマをサセプター上に発生させるための高周波電極を埋設することもできる。高周波電極の材質としては、前記の発熱体材料を転用できる。
［ハロゲン系腐食性ガス］
　本発明のサセプターは、ハロゲン系腐食性ガスおよびそのプラズマに対する耐蝕性に優れているが、特に以下のハロゲン系腐食性ガスまたはその混合物またはこれらのプラズマに対する耐蝕性が特に優れている。
　ＮＦ３、ＣＦ４、ＣｌＦ３、Ｃｌ２、ＢＣｌ３、ＨＢｒ
［セラミックス材料の製造と評価］
　以下に、本発明の好適な適用例について説明する。ＭｇＯ原料、Ａｌ２Ｏ３原料及びＡｌＮ原料は、純度９９．９質量％以上、平均粒径１μｍ以下の市販品を使用した。ここで、ＡｌＮ原料については１％程度の酸素の含有は不可避であるため、酸素を不純物元素から除いた純度である。なお、ＭｇＯ原料は、純度９９質量％以上のものを使用した場合でも純度９９．９質量％以上のものを使用した場合と同等のセラミックス材料が作製できた。
１．セラミックス材料
　まず、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料について説明する（実験例１~１９）。なお、実験例１~３、６~１６が本発明の実施例に相当し、実験例４，５，１７~１９が比較例に相当する。
［実験例１~３］
・調合
　ＭｇＯ原料、Ａｌ２Ｏ３原料及びＡｌＮ原料を、表１に示す質量％となるように秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、直径５ｍｍのアルミナ玉石を用いて４時間湿式混合した。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。なお、この調合粉末のＭｇ／Ａｌのモル比は１．２である。
・成形
　調合粉末を、２００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力で一軸加圧成形し、直径３５ｍｍ、厚さ１０ｍｍ程度の円盤状成形体を作製し、焼成用黒鉛モールドに収納した。
・焼成
　円盤状成形体をホットプレス焼成することによりセラミックス材料を得た。ホットプレス焼成では、プレス圧力を２００ｋｇｆ／ｃｍ２とし、表１に示す焼成温度（最高温度）で焼成し、焼成終了までＡｒ雰囲気とした。焼成温度での保持時間は４時間とした。
［実験例４］
　ＭｇＯ原料及びＡｌ２Ｏ３原料を、表１に示す質量％となるように秤量した以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。
［実験例５］
　焼成温度を１６５０℃に設定した以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。
［実験例６~１２］
　ＭｇＯ原料、Ａｌ２Ｏ３原料及びＡｌＮ原料を、表１に示す質量％となるように秤量し、焼成温度を、表１に示す温度とした以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。
［実験例１３~１９］
　ＭｇＯ原料、Ａｌ２Ｏ３原料及びＡｌＮ原料を、表１に示す質量％となるように秤量し、焼成温度を、表１に示す温度とし、焼成雰囲気をＮ２にした以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。
［評価］
　実験例１~１９で得られた各材料を各種評価用に加工し、以下の評価を行った。各評価結果を表１に示す。なお、実験例１~１９では、直径５０ｍｍのサンプルも作製したが、それらについても表１と同様の評価結果が得られた。
（１）嵩密度・開気孔率
　純水を媒体としたアルキメデス法により測定した。
（２）結晶相評価
　材料を乳鉢で粉砕し、Ｘ線回折装置により結晶相を同定した。測定条件はＣｕＫα，４０ｋＶ，４０ｍＡ，２θ＝５−７０°とし、封入管式Ｘ線回折装置（ブルカー・エイエックスエス製　Ｄ８　ＡＤＶＡＮＣＥ）を使用した。
（３）エッチングレート
　各材料の表面を鏡面に研磨し、ＩＣＰプラズマ耐食試験装置を用いて下記条件の耐食試験を行った。段差計により測定したマスク面と暴露面との段差を試験時間で割ることにより各材料のエッチングレートを算出した。
　ＩＣＰ：８００Ｗ、バイアス：４５０Ｗ、導入ガス：ＮＦ３／Ｏ２／Ａｒ＝７５／３５／１００ｓｃｃｍ　０．０５Ｔｏｒｒ（６．６７Ｐａ）、暴露時間：１０ｈ、試料温度：室温
（４）構成元素
　ＥＰＭＡを用いて、構成元素の検出及び同定と、各構成元素の濃度分析を行った。
（５）平均線熱膨張係数（４０~１０００℃）
　ディラトメーター（ブルカー・エイエックスエス製）を用いてアルゴン雰囲気中で測定した。
（６）曲げ強度
　ＪＩＳ−Ｒ１６０１に準拠した曲げ強度試験によって測定した。
（７）体積抵抗率測定
　ＪＩＳ−Ｃ２１４１に準じた方法により、大気中、室温（２５℃）にて測定した。試験片形状は、直径５０ｍｍ×（０．５~１ｍｍ）とし、主電極は直径２０ｍｍ、ガード電極は内径３０ｍｍ、外径４０ｍｍ、印加電極は直径４０ｍｍとなるよう各電極を銀で形成した。印加電圧は２ｋＶ／ｍｍとし、電圧印加後１分時の電流値を読み取り、その電流値から室温体積抵抗率を算出した。また、実験例７と実験例１９（ＭｇＯ焼結体）について、真空下（０．０１Ｐａ以下）、６００℃にて測定した。試験片形状は直径５０ｍｍ×（０．５~１ｍｍ）とし、主電極は直径２０ｍｍ、ガード電極は内径３０ｍｍ、外径４０ｍｍ、印加電極は直径４０ｍｍとなるよう各電極を銀で形成した。印加電圧は５００Ｖ／ｍｍとし、電圧印加後１時間時の電流値を読み取り、その電流値から体積抵抗率を算出した。なお、表１の体積抵抗率において、「ａＥｂ」はａ×１０ｂを表し、例えば「１Ｅ１６」は１×１０１６を表す。
［評価結果］
　図１に実験例１のＸＲＤ解析チャートを示す。なお、実験例２，３のＸＲＤ解析チャートは実験例１とほぼ同じだったため、図示を省略する。また、実験例１~１９で検出された結晶相をまとめて表１に示す。図１に示すように、実験例１~３のセラミックス材料のＸＲＤ解析チャートは、同定不能な複数のピーク（図１中□）と酸化マグネシウムに窒化アルミニウムが固溶したＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体のピーク（図１中○）で構成されていた。同定不能ピーク（□）はマグネシア、スピネル、窒化アルミニウムのいずれにも合致しない２θ＝４７~４９°（４７~５０°）にピークを有しており、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物と推定された。なお、これらのマグネシウム−アルミニウム酸窒化物のピークは、例えば、参考文献１（Ｊ．Ａｍ．Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．，９３［２］３２２−３２５（２０１０））や参考文献２（特開２００８−１１５０６５）に示されているＭｇＡｌＯＮ（又はマグアロン）のピークとは一致しない。一般に、これらのＭｇＡｌＯＮはスピネルにＮ成分が固溶したものとして知られており、本発明のマグネシウム−アルミニウム酸窒化物とは異なる結晶構造を有すると考えられる。
　ＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークは、酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝３６．９~３９°，４２．９~４４．８°，６２．３~６５．２°に現れた。図２に実験例１のＥＰＭＡ元素マッピング像を示す。図２より、実験例１は図１に示したマグネシウム−アルミニウム酸窒化物（ｘ部）とＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体（ｙ部）の２相で構成されることが確認され、前者が主相であることが分かった。ここで、主相とは、体積割合において５０％以上を有する成分をいい、副相とは、主相以外でＸＲＤピークが同定された相をいう。断面観察における面積比は体積割合を反映すると考えられるため、主相はＥＰＭＡ元素マッピング像で５０％以上の面積を有する領域とし、副相は主相以外の領域とする。図２より、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物の面積比は約６６％であり、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物が主相であることがわかった。なお、ｘ部がマグネシウム−アルミニウム酸窒化物であると特定した根拠は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｏ、Ｎの４成分で構成され、実験例４のスピネル材（ｚ部）と比較してＭｇ、Ｎ濃度は高く、Ａｌ濃度は同程度、Ｏ濃度は低かったからである。すなわち、このマグネシウム−アルミニウム酸窒化物はスピネルよりも多くのＭｇを含む特徴がある。その他の実験例についても同様の解析を行い、例えば実験例１０のマグネシウム−アルミニウム酸窒化物の面積比は約８７％であり、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物が主相であることがわかった。また、ここでは、一例として、主相と副相との判定をＥＰＭＡ元素マッピングにて行うものとしたが、各相の体積割合を識別できる方法であれば、他の方法を採用してもよい。
　なお、ＥＰＭＡ元素マッピング像は、濃度に応じて、赤・橙・黄・黄緑・緑・青・藍に色分けされており、赤が最も高濃度、藍が最も低濃度、黒はゼロを表す。しかし、図２はモノクロで表示されているため、以下に図２の本来の色について説明する。実験例１では、Ｍｇはｘ部が黄緑でｙ部が赤、Ａｌはｘ部が橙でｙ部が青、Ｎはｘ部が橙でｙ部が青、Ｏはｘ部が水色でｙ部が橙だった。実験例４では、Ｍｇは全体（ｚ部）が緑、Ａｌは全体が橙、Ｎは全体が黒、Ｏは全体が赤だった。
　また、実験例４では、窒化アルミニウムを用いなかったため、上述したマグネシウム−アルミニウム酸窒化物が生成せず、そのセラミックス材料は、主相としてスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）を含むものであった。実験例５では、焼成温度が低かったため、上述したマグネシウム−アルミニウム酸窒化物が生成せず、そのセラミックス材料は、主相として酸化マグネシウム、副相としてスピネルや窒化アルミニウムを含むものであった。図３に実験例７のＸＲＤ解析チャートを示し、図４に実験例１０のＸＲＤ解析チャートを示す。図３、４より、実験例７，１０共に２θ＝４７~４９°（又は４７~５０°）にピークを有するマグネシウム−アルミニウム酸窒化物（図中□）が主として検出され、実験例７はスピネル（図中△）、実験例１０はＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体（図中○）を副相とすることが分かった。なお、実験例６，８，９，１１，１２については、ＸＲＤ解析チャートの図示を省略し、主相と副相を表１に示した。
　そして、実験例１~３、６~８のセラミックス材料のエッチングレートは、実験例４の８０％以下、実験例９~１２のエッチングレートは、実験例４の９０％以下という低い値であり、耐食性が非常に高いものであることがわかった。実験例５は耐食性が低いスピネルや窒化アルミニウムを多く含むため、エッチングレートが高くなった。なお、実験例１８に示したアルミナのエッチングレートは、実験例４のセラミックス材料（スピネル）よりも更に高い値である。また、実験例１~３，６~８のセラミックス材料は、曲げ強度や体積抵抗率も十分高い値を持つものである。
　また、高温でのエッチングレートも測定した。ここでは、実験例２及び実験例１０のセラミックス材料について、各材料の表面を鏡面に研磨し、ＩＣＰプラズマ耐食試験装置を用いて下記条件の高温での耐食試験を行った。そして、段差計により測定したマスク面と暴露面との段差を試験時間で割ることにより、各材料のエッチングレートを算出した。その結果、各材料のエッチングレートは、アルミナの１／３倍以下、窒化アルミニウムの１／５倍以下、スピネルと同レベルであり、高温下でのプラズマ耐食性も良好であった。
　ＩＣＰ：８００Ｗ、バイアス：なし、導入ガス：ＮＦ３／Ａｒ＝３００／３００ｓｃｃｍ　０．１Ｔｏｒｒ、暴露時間：５ｈ、試料温度：６５０℃
　実験例１２~１６のセラミックス材料では、エッチングレートが実験例４のスピネルとほぼ同等（２１２~２７０ｎｍ／ｈ）であり、線熱膨張係数がスピネルより低かった（５．８~６．９ｐｐｍ／Ｋ）。つまり、実験例１２~１６のセラミックス材料は、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数が低いものであるといえ、静電チャック材やヒーター材、特にヒーター材として有用といえる。なお、実験例１７は、原料組成を実験例６と同一としたが、焼成温度が低かったため、マグネシウム−アルミニウム酸窒化物ではなくスピネルが主相となったため、実験例６に比べて耐食性が低くなると共に線熱膨張係数が高くなった。また、実験例１２~１６のセラミックス材料は、曲げ強度や体積抵抗率も十分高い値を持つものである。
　また、実験例７と実験例１９の６００℃での体積抵抗率はそれぞれ５×１０８Ωｃｍ、２×１０１２Ωｃｍであり、ＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７~４９°（又は４７~５０°）に現れるマグネシウム−アルミニウム酸窒化物相を主相とするセラミックス材料はＭｇＯに比べて低い電気抵抗を有することがわかった。
　以上のことから、実験例１~３，６~１６で作製したセラミックス材料も、酸化マグネシウムより低い電気抵抗を有すると予測される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 ２．積層焼結
　次に、上述したセラミックス材料を利用した第１構造体と第２構造体とを積層焼結した積層体について説明する（実験例２０~２６）。なお、実験例２０~２４が本発明の実施例に相当し、実験例２５，２６が比較例に相当する。
［実験例２０、２１］
　実験例４，６~１２のセラミックス材料は、４０~１０００℃の平均線熱膨張係数が７~９ｐｐｍ／Ｋであった。実験例２０，２１では、表２に示すように、実験例１０のセラミックス材料を第１構造体とすると共に、窒化アルミニウムを第２構造体とし、第１及び第２構造体を積層し直径５０ｍｍに成形した試料にて積層焼結を行った。この窒化アルミニウムには酸化イットリウムを焼結助剤として外配で５質量％添加したもの（つまりＡｌＮ１００質量部に対してＹ２Ｏ３５質量部の割合で添加したもの、ＡｌＮ［１］という）、または５０質量％添加したもの（つまりＡｌＮ１００質量部に対してＹ２Ｏ３５０質量部の割合で添加したもの、ＡｌＮ［２］という）を用いた。窒化アルミニウム、酸化イットリウム原料は、それぞれ純度９９．９質量％以上、平均粒径１μｍ以下の市販品を使用した。ここで、ＡｌＮ原料については１質量％程度の酸素の含有は不可避であるため、酸素を不純物元素から除いた純度である。また、４０~１０００℃の平均線熱膨張係数は、ＡｌＮ［１］が５．７ｐｐｍ／Ｋ、ＡｌＮ［２］が６．２ｐｐｍ／Ｋであることから、第１構造体と第２構造体との間には熱膨張差が生じる。このため、第１構造体と第２構造体との間に、ＡｌＮ［１］あるいはＡｌＮ［２］と実験例１０の原料とを混合した中間層を設けた。この中間層により、熱膨張差を緩和することができる。中間層は、ＡｌＮ［１］を用いた実験例２０では、質量比２５：７５、５０：５０、７５：２５で混合した３層とし、ＡｌＮ［２］を用いた実験例２１では質量比４０：６０、６０：４０で混合した２層とした。以下、調合、成形、焼成の各工程について詳説する。
・調合
　第１構造体の原料は、上記の実験例１０と同様の手法で作製した調合粉末を用いた。第２構造体の原料は、窒化アルミニウムを主相とし、以下のように調合した。第２構造体のＡｌＮ［１］では、まず、窒化アルミニウム粉末、酸化イットリウム粉末を１００質量％、５．０質量％の割合で秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、ナイロン製玉石を用いて４時間湿式混合した。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後、３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。さらに、得られた調合粉末を４５０℃で５時間以上、大気雰囲気中で熱処理し、湿式混合中に混入したカーボン成分を焼失除去した。ＡｌＮ［１］を用いた積層体の中間層は、以下のように調合した。まず、実験例１０の調合粉末と上記の窒化アルミニウムの調合粉末とを質量比７５：２５（中間層１）、５０：５０（中間層２）、２５：７５（中間層３）の割合で秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、ナイロン製玉石を用いて４時間湿式混合した。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。第２構造体のＡｌＮ［２］では、窒化アルミニウム粉末、酸化イットリウム粉末を１００質量％、５０質量％の割合で秤量した他はＡｌＮ［１］と同様の方法で調合した。また、ＡｌＮ［２］を用いた積層体の中間層は、実験例１０の調合粉末と上記の窒化アルミニウムの調合粉末を質量比６０：４０（中間層１）、４０：６０（中間層２）の割合で秤量した他はＡｌＮ［１］の場合と同様の方法で調合した。
・成形
　最初に第２構造体の原料である窒化アルミニウム調合粉末を直径５０ｍｍの金型内に充填し、２００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力で一軸加圧成形した。窒化アルミニウム成形体は型抜きせず、その上部に窒化アルミニウム比が多い順に中間層の調合粉末を充填し、２００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力で充填毎に一軸加圧成形した。最後に第１構造体の原料である実験例１０の調合粉末を充填し、２００ｋｇｆ／ｃｍ２にて加圧成形を行った。ＡｌＮ［１］を用いた積層体については、第２構造体の窒化アルミニウム層が１０ｍｍ、中間層が各１ｍｍ×３層、第１構造体の実験例１０の層が１０ｍｍからなる計２３ｍｍの円盤状成形体とした。また、ＡｌＮ［２］を用いた積層体については、第２構造体の窒化アルミニウム層が１０ｍｍ、中間層が各１ｍｍ×２層、第１構造体の実験例１０の層が１０ｍｍからなる計２２ｍｍの円盤状成形体とし、これら積層した円盤状成形体を焼成用黒鉛モールドに収納した。
・焼成
　焼成用黒鉛モールドに収納した円盤状成形体をホットプレス焼成することにより、一体焼成したセラミックス材料を得た。ホットプレス焼成では、プレス圧力を２００ｋｇｆ／ｃｍ２とし、焼成温度１８００℃で焼成し、焼成終了までＡｒ雰囲気とした。焼成温度での保持時間は４時間とした。なお、実験例２０、２１については焼成温度１７５０℃での焼成も実施した（実験例２０−１，２１−１）。
　上述の製造方法で得られた焼結体は、ＡｌＮ［１］を用いた積層体（実験例２０，２０−１）、ＡｌＮ［２］を用いた積層体（実験例２１、２１−１）共に、上部が高耐食なマグネシウム−アルミニウム酸窒化物、焼結体の下部が高熱伝導な窒化アルミニウムを主とする焼結体で構成され、その中間に中間層が配置されていた。中間層は、第１構造体から第２構造体に近づくにつれてＡｌＮの含有量が高くなるように傾斜させたものである。これらの焼結体には、各層間のクラック、ヒビ等はなかった。これは、第１構造体と第２構造体との間に中間層を有することで焼成中の熱応力が回避されたと考えられた。また、基材である窒化アルミニウムの熱膨張率を制御することで、基材とマグネシウム−アルミニウム酸窒化物間に生じる熱応力が小さくなり、中間層を薄くすることができた。
［実験例２２~２４］
　実験例２２では、表２に示すように、実験例６のセラミックス材料を第１構造体、酸化アルミニウムを第２構造体とし、中間層なしでＮ２雰囲気で積層焼結したこと以外は、実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２３では、表２に示すように、実験例６のセラミックス材料を第１構造体、酸化イットリウムを第２構造体とし、中間層なしでＮ２雰囲気で積層焼結したこと以外は、実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２４では、表２に示すように、実験例１３のセラミックス材料を第１構造体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ［１］）を第２構造体とし、中間層なしでＮ２雰囲気で積層焼結したこと以外は、実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２２~２４のいずれにおいても、層間にクラックやヒビ等はみられなかった。また、実験例２２~２４では、いずれも第１構造体と第２構造体との線熱膨張係数差が０．３ｐｐｍ／Ｋ以下と小さかったため、中間層なしでクラックやヒビ等の発生を防止することができた。なお、実験例２２~２４においても、実験例２０，２０−１，２１、２１−１のように中間層を設けても構わない。
［実験例２５，２６］
　実験例２５では、表２に示すように、アルミナを第１構造体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ［１］）を第２構造体とし、Ｎ２雰囲気で積層焼結したこと以外は実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２６では、表２に示すように、スピネルを第１構造体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ［１］）を第２構造体とし、Ｎ２雰囲気で積層焼結したこと以外は実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２５，２６のいずれにおいても、層間にクラックが発生した。これは、第１構造体と第２構造体との線熱膨張係数差が大き過ぎ、その結果、中間層を設けたにもかかわらず、熱膨張差によるクラックを防止しきれなかったと考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 ［加熱装置の製造と評価］
　本発明に実施の形態に係るセラミックスヒーターの製造方法について、第５図~第７図を参照しつつ説明する。
（イ）　まず、サセプター（プレート）の材料調整を行う（Ｓ１０１）。具体的には、プレートを構成するＭｇＯ原料、Ａｌ２Ｏ３原料及びＡｌＮ原料を、表３に示す質量％となるように秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、直径５ｍｍのアルミナ玉石を用いて４時間湿式混合した。混合方法としては、例えば、トロンメルと呼ばれる容器そのものが回転する大型のボールミル装置を用いて行う。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。
　なお、下記表３の各実験結果（実施例）において用いた材料組成の、前記実施例（表１）との関係は、下記の通りである。
　実験Ｎｏ．Ａ１−１，２，３：実験例２
　実験Ｎｏ．Ａ２−１，２，３：実験例１０
　実験Ｎｏ．Ａ３−１，２，３：実験例１２
　実験Ｎｏ．Ａ４−１，２，３：実験例１４
（ロ）　次に、得られた調合粉末を、機械プレスによって一軸加圧下で成形し、予備的な成形体を製造する（Ｓ１０２）。そして、この予備的な成形体内部に発熱体４及び電流導入端子部６を加熱し、再び機械プレスによる成形を行う。
（ハ）　上記のようにして作られた成形体をホットプレス方式などの焼成炉に入れ、焼成を行う（Ｓ１０３）。ホットプレスは、カーボン治具内に原料粉末や成形体を充填、あるいは挿入し、３０~５０ＭＰａの一軸加圧下で焼成するもので、通常の常圧焼結では、緻密化が困難なセラミックス材料の焼成に適する。このときの焼成条件は、焼成温度１６００℃~２０００℃、圧力１００~３００ｋｇ／ｃｍ２、焼成時間２~５時間である。
（ニ）　一方、支持部（シャフト）部分は、プレートとは別途に製造される。まず、シャフトの材料調整を行う（Ｓ１０４）。具体的には、プレートの材料調整（Ｓ１０１）と同じくして調合粉末を得る。得られた調合粉末を冷間等方圧プレス（冷間静水圧プレス：Ｃｏｌｄ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ，ＣＩＰ）などの焼成炉に入れ、焼成を行い、成形体を製造する（Ｓ１０５）。ＣＩＰとは、金型成形法により得られる一軸成形体に等方圧の成形処理を施す方法であり、成形体密度の向上とむらをなくすことができる。金型成形せずに、直接、ゴム型に原料粉末を充填しＣＩＰ処理を行い、成形体を得ることも可能である。こうして得られたシャフトの成形体を常圧焼成炉などにより焼成を行う（Ｓ１０６）。このときの焼成条件は、焼成温度１６００℃~２０００℃、圧力１~３０ｋｇ／ｃｍ２、焼成時間１~５時間である。そして、シャフトの外周やラッピングの加工を行う（Ｓ１０７）。
（ホ）　上記の手順で得られたプレートとシャフトは、ダイレクトボンド法により、焼成炉内で接合される（Ｓ１０８）。このときの焼成条件は、焼成温度１４００℃~２０００℃、圧力１００~３００ｋｇ／ｃｍ２、焼成時間２~５時間である。接合後のセラミックスヒーターは、側面加工が施され、接合炉によって端子の接合が行われる。その後、洗浄処理や均熱性の評価などが行われる。
　セラミックスプレートと筒状シャフトとを接合したのち、セラミックスプレートの第１孔，第２孔に金ロウを用いて、ニッケル製の給電ロッド５をコバール金属を介在させて接続端子６にロウ付け接合する。
（比較例の加熱装置）
　比較例（実験Ｎｏ．Ｂ−１、Ｂ−２、Ｂ−３）として、イットリアを５重量％含む窒化アルミニウム粉末（純度９９．５％）からサセプター２および支持部３を形成し、接合し、加熱装置を製造した。
［試験条件］
・耐食試験：ＩＣＰ：８００Ｗ，バイアス：４５０Ｗ，導入ガス：ＮＦ３／Ｏ２／Ａｒ＝７５／３５／１００ｓｃｃｍ，０．０５Ｔｏｒｒ，暴露時間：１００ｈｒｓ．，試料温度：６００℃
・評価特性：上記の耐食試験前後における、ウエハー上温度均一性、パーティクル量、表面粗度
．均熱性測定
　実施例，比較例のセラミックヒーターを真空チャンバー内に設置し、温度測定用の黒体ウエハーをセラミックヒーター上に設置し、２００℃，４００℃，６００℃（設計温度）に加熱し、各温度での黒体ウエハー表面の温度分布をチャンバー外部から赤外線放射温度計（ＩＲカメラ）で測定した。得られた温度分布から温度の最大値と最小値との差△Ｔを算出した。なお、ヒーターの各温度への加熱は、セラミックスプレートの背面に取り付けられた図示しない熱電対による温度制御により行った。
．パーティクル量
　実施例，比較例のセラミックヒーターを真空チャンバー内に設置し、Ｓｉウエハーをセラミックヒーター上に設置し、２００℃，４００℃，６００℃（設計温度）に加熱した。加熱後のＳｉウエハーのセラミックヒーター設置面側表面のパーティクル量をパーティクルカウンタを用いて測定した。なお、ヒーターの各温度への加熱は、セラミックスプレートの背面に取り付けられた図示しない熱電対による温度制御により行った。
．表面粗度
　サセプターの表面（半導体設置面）の粗さをテーラーホブソン粗さ測定器にて測定した。測定箇所は面内の内側と外側の任意の二箇所である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　比較例では、評価温度２００~６００℃のいずれにおいても、ガス曝露後のパーティクル量が多く、表面粗さが劣化しており、この結果としてウエハー上温度均一性が劣化している。本発明例では、評価温度２００~６００℃のいずれにおいても、ガス曝露後のパーティクル量が多く、表面粗さが劣化せず、この結果としてウエハー上温度均一性も維持されている。これは、サセプター材質を本発明のセラミックス材料としたことによる。
　また、比較例では、評価温度６００℃では耐食試験前のウエハー上温度均一性が良好であるが、評価温度２００℃、４００℃ではウエハー上温度均一性が劣る。本発明例では、評価温度２００~６００℃のいずれにおいても、耐食試験後だけでなく、耐食試験前のウエハー上温度均一性が良好となる。これは、支持部（シャフト）を本発明のセラミックス材料によって形成したことで、パーティクル発生の抑制に加えて、支持部からの熱の逃げによる均熱性の劣化を抑制できたことを示している。
　これらの作用効果は、半導体処理装置分野において画期的であり、産業上多大な利用を期待できることが明らかである。
　本発明の特定の実施形態を説明してきたけれども、本発明はこれら特定の実施形態に限定されるものではなく、請求の範囲の範囲から離れることなく、種々の変更や改変を行いながら実施できる。

Claims (8)

  1. 　半導体を加熱する加熱面を有するサセプターおよびこのサセプターの背面に接合されている支持部を備えている加熱装置であって、
    　前記サセプターが、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料からなり、このセラミックス材料が、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７~５０°に現れるマグネシウム−アルミニウム酸窒化物相を主相とすることを特徴とする、加熱装置。
  2. 　前記支持部が前記セラミックス材料からなることを特徴とする、請求項１記載の加熱装置。
  3. 　前記サセプター内部に埋設されている発熱体、および前記支持部の内側空間に収容されており、前記発熱体に電気的に接続されている電力供給部材を備えていることを特徴とする、請求項１または２記載の加熱装置。
  4. 　前記２θは４７~４９°である、請求項１~３のいずれか一つの請求項に記載の加熱装置。
  5. 　前記セラミックス材料が、酸化マグネシウムに窒化アルミニウムが固溶したＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体の結晶相を副相とする、請求項１~４のいずれか一つの請求項に記載の加熱装置。
  6. 　前記ＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体は、ＣｕＫα線を用いたときの（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝４２．９~４４．８°，６２．３~６５．２°に現れる、請求項５記載の加熱装置。
  7. 　前記ＭｇＯ−ＡｌＮ固溶体は、ＣｕＫα線を用いたときの（１１１）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝３６．９~３９°に現れる、請求項５記載の加熱装置。
  8. 　前記セラミックス材料がＡｌＮ結晶相を含まない、請求項１~７のいずれか一つの請求項に記載の加熱装置。
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Families Citing this family (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102918629A (zh) * 2010-05-28 2013-02-06 艾克塞利斯科技公司 用于静电夹具的匹配的热膨胀系数
WO2012056808A1 (ja) * 2010-10-25 2012-05-03 日本碍子株式会社 セラミックス材料、半導体製造装置用部材、スパッタリングターゲット部材及びセラミックス材料の製造方法
CN103857643B (zh) * 2011-10-11 2015-09-09 日本碍子株式会社 陶瓷构件、半导体制造装置用构件及陶瓷构件的制造方法
JP5934069B2 (ja) 2012-09-14 2016-06-15 日本碍子株式会社 積層構造体、半導体製造装置用部材及び積層構造体の製造方法
WO2014073388A1 (ja) * 2012-11-07 2014-05-15 日本碍子株式会社 セラミックス材料及びスパッタリングターゲット部材
ES2537284T3 (es) * 2012-11-13 2015-06-05 Refractory Intellectual Property Gmbh & Co. Kg Procedimiento para fabricar un material refractario a base de magnesia o magnesia-espinela, así como un material refractario a base de magnesia o magnesia-espinela
EP2738815B1 (en) 2012-11-30 2016-02-10 Samsung Electronics Co., Ltd Semiconductor materials, transistors including the same, and electronic devices including transistors
JP6450163B2 (ja) * 2013-12-06 2019-01-09 日本碍子株式会社 溶射膜、半導体製造装置用部材、溶射用原料及び溶射膜製造方法
JP6349100B2 (ja) * 2014-02-14 2018-06-27 株式会社アテクト アルミナ焼結体及びその製造方法
KR20190010748A (ko) * 2014-06-23 2019-01-30 니혼도꾸슈도교 가부시키가이샤 정전 척
KR102059092B1 (ko) * 2014-06-30 2019-12-24 엔지케이 인슐레이터 엘티디 MgO계 세라믹스막, 반도체 제조 장치용 부재 및 MgO계 세라믹스막의 제법
CN104744045B (zh) * 2015-03-25 2017-10-24 武汉理工大学 一种直接凝固注模成型制备MgAlON透明陶瓷素坯的方法
KR102348108B1 (ko) * 2015-10-05 2022-01-10 주식회사 미코세라믹스 온도 편차 특성이 개선된 기판 가열 장치
US10464849B2 (en) 2015-12-08 2019-11-05 Edward J. A. Pope Fast-densified ceramic matrix composite and fabrication method
JP6560150B2 (ja) * 2016-03-28 2019-08-14 日本碍子株式会社 ウエハ載置装置
KR20170138052A (ko) * 2016-06-06 2017-12-14 어플라이드 머티어리얼스, 인코포레이티드 최적의 박막 증착 또는 에칭 프로세스들을 위한 특성들을 갖는 정전 척
US11069553B2 (en) * 2016-07-07 2021-07-20 Lam Research Corporation Electrostatic chuck with features for preventing electrical arcing and light-up and improving process uniformity
US10910195B2 (en) 2017-01-05 2021-02-02 Lam Research Corporation Substrate support with improved process uniformity
TWI771375B (zh) * 2017-02-24 2022-07-21 美商康寧公司 高寬高比玻璃晶圓
US11457513B2 (en) 2017-04-13 2022-09-27 Bradford White Corporation Ceramic heating element
KR102298654B1 (ko) * 2017-04-19 2021-09-07 주식회사 미코세라믹스 내구성이 개선된 세라믹 히터
JP6496092B1 (ja) * 2017-05-30 2019-04-03 京セラ株式会社 窒化アルミニウム質焼結体、および半導体保持装置
US11289355B2 (en) 2017-06-02 2022-03-29 Lam Research Corporation Electrostatic chuck for use in semiconductor processing
CN109216189B (zh) * 2017-06-30 2021-02-26 台湾积体电路制造股份有限公司 加热装置
JP6967944B2 (ja) * 2017-11-17 2021-11-17 東京エレクトロン株式会社 プラズマ処理装置
KR102188366B1 (ko) * 2017-11-21 2020-12-08 와틀로 일렉트릭 매뉴팩츄어링 컴파니 세라믹 받침대에서 사용하기 위한 이중 목적 비아
JP7033441B2 (ja) * 2017-12-01 2022-03-10 東京エレクトロン株式会社 プラズマ処理装置
JP7213710B2 (ja) * 2018-03-23 2023-01-27 日本碍子株式会社 複合焼結体、半導体製造装置部材および複合焼結体の製造方法
CN110709983B (zh) * 2018-03-26 2023-07-21 日本碍子株式会社 晶片支撑台
KR102080231B1 (ko) * 2018-03-30 2020-02-21 (주)티티에스 유리 기판 지지용 서셉터
CN109053192B (zh) * 2018-09-30 2020-01-21 湖南工学院 一种MgAlON透明陶瓷粉体的制备方法
CN110282984A (zh) * 2019-06-25 2019-09-27 兰品军 测试用可变组分的陶瓷旋转靶材及其制备方法
KR102472864B1 (ko) * 2019-08-06 2022-12-02 주식회사 미코세라믹스 정전척 히터 및 그 제조방법
JP7202322B2 (ja) * 2020-02-03 2023-01-11 日本碍子株式会社 セラミックヒータ
JP7412242B2 (ja) * 2020-03-27 2024-01-12 日本碍子株式会社 積層構造体および半導体製造装置部材
JP6738505B1 (ja) * 2020-05-28 2020-08-12 黒崎播磨株式会社 静電チャック用誘電体
TW202232656A (zh) * 2021-01-11 2022-08-16 荷蘭商Ａｓｍ Ｉｐ私人控股有限公司 靜電卡盤、及形成靜電卡盤之方法
JP2023030646A (ja) * 2021-08-23 2023-03-08 日本碍子株式会社 ＡｌＮ接合体
KR102583016B1 (ko) * 2021-11-18 2023-09-25 김성환 MgO계 정전척 및 그 제조방법
JP2023136387A (ja) * 2022-03-17 2023-09-29 日本碍子株式会社 高抵抗・高耐食セラミックス材料及びウエハ載置台
JP2023170163A (ja) * 2022-05-18 2023-12-01 株式会社フェローテックマテリアルテクノロジーズ ウエハ支持体

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6228917A (ja) * 1985-07-29 1987-02-06 Hitachi Ltd 簿膜磁気ヘツド用スライダおよびその製造方法
JPH04304359A (ja) * 1991-01-03 1992-10-27 Pechiney Electrometall 低融点金属の直接窒化処理方法
JPH05319937A (ja) * 1992-05-21 1993-12-03 Toshiba Corp 傾斜機能材料
JPH0637207A (ja) * 1992-07-15 1994-02-10 Ibiden Co Ltd ＧａＡｓ半導体素子用基板及びその製造方法
JP2000044345A (ja) * 1998-07-24 2000-02-15 Ngk Insulators Ltd 窒化アルミニウム質焼結体、耐蝕性部材、金属埋設品および半導体保持装置
JP2005203456A (ja) * 2004-01-14 2005-07-28 Ngk Insulators Ltd 加熱装置
JP2007084367A (ja) * 2005-09-21 2007-04-05 Matsushita Electric Works Ltd 高熱伝導性セラミックス焼結体の製造方法及び高熱伝導性セラミックス焼結体
JP2007300079A (ja) * 2006-05-04 2007-11-15 Hitachi Ltd 磁気メモリ素子
JP2008115065A (ja) * 2006-11-02 2008-05-22 Okayama Ceramics Gijutsu Shinko Zaidan 使用済みマグネシア質、スピネル質およびアルミナ質耐火物のリサイクル方法

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3531245A (en) * 1968-04-01 1970-09-29 Du Pont Magnesium-aluminum nitrides
US5231062A (en) * 1990-08-09 1993-07-27 Minnesota Mining And Manufacturing Company Transparent aluminum oxynitride-based ceramic article
FR2675158B1 (fr) 1991-04-15 1994-05-06 Pechiney Electrometallurgie Produits abrasifs et/ou refractaires a base d'oxynitrures, fondus et solidifies.
US5457075A (en) * 1993-05-11 1995-10-10 Hitachi Metals, Ltd. Sintered ceramic composite and molten metal contact member produced therefrom
JP2783980B2 (ja) 1994-09-01 1998-08-06 日本碍子株式会社 接合体およびその製造方法
US5886863A (en) * 1995-05-09 1999-03-23 Kyocera Corporation Wafer support member
JP3297288B2 (ja) * 1996-02-13 2002-07-02 株式会社東芝 半導体装置の製造装置および製造方法
US6447937B1 (en) 1997-02-26 2002-09-10 Kyocera Corporation Ceramic materials resistant to halogen plasma and components using the same
JP3559426B2 (ja) 1997-05-30 2004-09-02 京セラ株式会社 耐食性部材
JP4447750B2 (ja) * 1999-09-30 2010-04-07 日本碍子株式会社 窒化アルミニウム焼結体および半導体製造用部材
US6328807B1 (en) * 1999-12-14 2001-12-11 Corning Incorporated Chuck heater for improved planar deposition process
JP2001257144A (ja) * 2000-03-09 2001-09-21 Tokyo Electron Ltd 基板の加熱処理装置
JP3851489B2 (ja) 2000-04-27 2006-11-29 日本発条株式会社 静電チャック
CN1225570C (zh) 2000-10-23 2005-11-02 独立行政法人产业技术综合研究所 复合构成物及其制作方法和制作装置
JP2003124541A (ja) * 2001-10-12 2003-04-25 Nec Corp 交換結合膜、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気ランダムアクセスメモリ
JP4493264B2 (ja) * 2001-11-26 2010-06-30 日本碍子株式会社 窒化アルミニウム質セラミックス、半導体製造用部材および耐蝕性部材
JP4034096B2 (ja) * 2002-03-19 2008-01-16 日本碍子株式会社 半導体支持装置
JP3888531B2 (ja) 2002-03-27 2007-03-07 日本碍子株式会社 セラミックヒーター、セラミックヒーターの製造方法、および金属部材の埋設品
JP4424659B2 (ja) * 2003-02-28 2010-03-03 日本碍子株式会社 窒化アルミニウム質材料および半導体製造装置用部材
JP2004311837A (ja) 2003-04-09 2004-11-04 Ngk Insulators Ltd 半導体製造装置用部材とその製造方法
JP4292128B2 (ja) 2004-09-07 2009-07-08 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法
KR100918190B1 (ko) * 2005-04-22 2009-09-22 주식회사 코미코 치밀질 질화알루미늄 소결체, 그 제조 방법 및 상기소결체를 이용한 반도체 제조용 부재
JP4753851B2 (ja) * 2005-12-19 2011-08-24 日本碍子株式会社 窒化アルミニウム粉末、窒化アルミニウム質セラミックス焼結体、半導体製造装置用部材、窒化アルミニウム発光材料、及び窒化アルミニウム粉末の製造方法
CN101600671A (zh) * 2007-02-02 2009-12-09 株式会社德山 氮化铝烧结体及其制造方法
JP2009292688A (ja) 2008-06-06 2009-12-17 Sumitomo Electric Ind Ltd 透光性セラミックスおよびその製造方法、それを用いた光学素子、カラー液晶プロジェクター
JP5307671B2 (ja) * 2008-10-23 2013-10-02 日本碍子株式会社 窒化アルミニウム基複合材料、その製造方法及び半導体製造装置用部材
US8486221B2 (en) 2009-02-05 2013-07-16 Tokyo Electron Limited Focus ring heating method, plasma etching apparatus, and plasma etching method
JP5686971B2 (ja) 2009-02-05 2015-03-18 東京エレクトロン株式会社 フォーカスリングの加熱方法及びプラズマエッチング装置及びプラズマエッチング方法
JP5395633B2 (ja) 2009-11-17 2014-01-22 東京エレクトロン株式会社 基板処理装置の基板載置台
CN101723673B (zh) * 2009-12-10 2013-03-20 洛阳理工学院 一种高导热AlN电子陶瓷基片的生产方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6228917A (ja) * 1985-07-29 1987-02-06 Hitachi Ltd 簿膜磁気ヘツド用スライダおよびその製造方法
JPH04304359A (ja) * 1991-01-03 1992-10-27 Pechiney Electrometall 低融点金属の直接窒化処理方法
JPH05319937A (ja) * 1992-05-21 1993-12-03 Toshiba Corp 傾斜機能材料
JPH0637207A (ja) * 1992-07-15 1994-02-10 Ibiden Co Ltd ＧａＡｓ半導体素子用基板及びその製造方法
JP2000044345A (ja) * 1998-07-24 2000-02-15 Ngk Insulators Ltd 窒化アルミニウム質焼結体、耐蝕性部材、金属埋設品および半導体保持装置
JP2005203456A (ja) * 2004-01-14 2005-07-28 Ngk Insulators Ltd 加熱装置
JP2007084367A (ja) * 2005-09-21 2007-04-05 Matsushita Electric Works Ltd 高熱伝導性セラミックス焼結体の製造方法及び高熱伝導性セラミックス焼結体
JP2007300079A (ja) * 2006-05-04 2007-11-15 Hitachi Ltd 磁気メモリ素子
JP2008115065A (ja) * 2006-11-02 2008-05-22 Okayama Ceramics Gijutsu Shinko Zaidan 使用済みマグネシア質、スピネル質およびアルミナ質耐火物のリサイクル方法

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