專利名稱：陶瓷材料、層疊體、半導體制造裝置用構件及濺射靶材的制作方法
技術領域：
本發(fā)明關于陶瓷材料、層疊體、半導體制造裝置用構件及濺射靶材。
背景技術：
半導體制造中干法工藝和等離子涂層等使用的半導體制造裝置中，作為蝕刻用和清洗用，使用的是反應性高的F、Cl等的鹵素系等離子體。因此，安裝于此種半導體制造裝置的構件，要求有高耐腐蝕性，一般使用經(jīng)過氧化鋁膜(alumite)處理的鋁和耐蝕耐熱鎳基合金(Hastelloy)等的高耐腐蝕金屬和陶瓷構件。特別是支撐固定Si晶圓的靜電卡盤材料和加熱器材料，由于必須有高耐腐蝕和低起塵性，使用的是氮化鋁、氧化鋁、藍寶石等的高耐腐蝕陶瓷構件。由于這些材料會隨著長時間使用而逐漸腐蝕，引起起塵，因此要求有更高耐腐蝕性的材料。為應對此種要求，有人研究了作為材料使用較氧化鋁等更耐腐蝕的氧化鎂、尖晶石(MgAl2O4)和它們的復合材料(例如專利文獻I)。 此外，隨著配線的微細化，要求靜電卡盤和加熱器等支撐固定Si晶圓的構件具有良好的均熱性。要提升均熱性，理想的是使用熱傳導率高的材料，例如可舉出氮化鋁、氧化鋁、氧化釔。其中，已知氮化鋁的熱傳導率特別良好，可得到高均熱性，但較氧化鋁、氧化釔的等離子耐腐蝕性低。此外，氧化鎂除了耐火物以外，也可用于各種添加劑和電子部件用途、熒光體原料、各種靶材原料、超導薄膜基底用原料、磁隧道結元件(MTJ元件)的隧道勢壘、彩色等離子顯示器(rop)用保護膜，還有PDP用氧化鎂晶體層的原料，作為具有極廣范圍用途的材料而備受矚目。其中，作為濺射靶材，可用于利用了隧道磁阻效應的MTJ元件的隧道勢壘的制作和PDP的電極與電介質的保護膜等。該隧道磁阻效應，是厚度數(shù)nm的非常薄的絕緣體被2個磁性層相夾的MTJ元件中，2個磁性層的磁化相對方向為平行時和反平行時出現(xiàn)的電阻變化現(xiàn)象，利用該磁化狀態(tài)的電阻變化，應用于硬盤的磁頭等?，F(xiàn)有技術文獻專利文獻I :日本專利第3559426號公報

發(fā)明內容
但是，氧化鎂在大氣中會與水分和二氧化碳反應，生成氫氧化物和碳酸鹽，因此氧化鎂表面會逐漸變質(耐濕性的問題)。因此，用于半導體制造裝置用構件時，存在氫氧化物和碳酸鹽分解而生成氣體、由此引起的氧化鎂的顆?；推饓m帶來的半導體設備污染的擔憂，因而沒有進入實用。另一方面，尖晶石的耐濕性雖然沒有問題，但較之于氧化鋁等，對于鹵素系等離子體的耐腐蝕性雖然較高，但還不足夠高。此外，即使是氧化鎂與尖晶石的復合材料，氧化鎂較多時耐濕性有問題，較少時雖然耐濕性的問題程度較小，但由于耐腐蝕性接近尖晶石，因此相對于氧化鋁等的優(yōu)越性變小。
一般，作為對于鹵素系等離子體的耐腐蝕性高的材料，可舉出有氧化鎂，其次有尖晶石、氧化鋁、氮化鋁。其中，氮化鋁在熱傳導率上具有壓倒性優(yōu)勢，是體現(xiàn)均熱性的最理想材料。即，要同時實現(xiàn)耐腐蝕性和均熱性，理想的是氮化鋁與高耐腐蝕材料層疊的結構體，但由于氮化鋁與高耐腐蝕材料之間的熱膨脹差較大，因此將兩者層疊后燒結時存在產(chǎn)生裂紋的問題。本發(fā)明的目的是解決此種問題，目的之一是提供對于鹵素系等離子體的耐腐蝕性與尖晶石同等或更高的陶瓷材料。此外，另一目的是提供具有與尖晶石同等的耐腐蝕性的同時線熱膨脹系數(shù)低于尖晶石、接近于均熱性高的氮化鋁的陶瓷材料。此外，近年來，有人研究利用了上述MTJ元件的磁阻式隨機存取存儲器(以下稱 為MRAM)。MRAM，例如，配置多個MTJ元件，以各磁化陣列為信息載體，具有不揮發(fā)、高速、高改寫耐性等特征，因此作為凌駕傳統(tǒng)半導體存儲器(DRAM)的存儲器而進行著開發(fā)。截至目前，已試作了記憶容量為數(shù) 數(shù)十兆比特(Mbit)的存儲器，但例如，為取代DRAM還必須有吉比特(Gbit)級的更大容量。目前作為MTJ元件的隧道勢壘的材料，一般使用單晶或高純度的氧化鎂，一般用氧化鎂的濺射靶材成膜為隧道勢壘。但是，要更大容量化，需要MTJ元件的電阻低、為得到大輸出信號而有高磁阻比。本發(fā)明的目的是解決此種問題，目的之一是提供電阻低于氧化鎂的濺射靶。通過使用該靶材制作磁隧道結元件，可期待其電阻下降。本發(fā)明者們對將氧化鎂、氧化鋁和氮化鋁的混合粉末成型后熱壓燒結而得到的陶瓷材料的耐腐蝕性進行了銳意研究后發(fā)現(xiàn)，主相為特定位置具有XRD波峰的鎂-鋁氮氧化物的陶瓷材料顯示出非常高的耐腐蝕性,從而完成了本發(fā)明。S卩，本發(fā)明的陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為使用CuK a線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 0 = 47 50°的鎂-鋁氮氧化物相。本發(fā)明的層疊體，是具有使用了上述陶瓷材料的第I結構體與主相為氮化鋁、氧化釔及氧化鋁中至少I種的第2結構體層疊或接合的結構。此外，本發(fā)明的半導體制造裝置用構件由此種陶瓷材料或層疊體構成。此外，本發(fā)明的濺射靶材由此種陶瓷材料構成。本發(fā)明的陶瓷材料，耐腐蝕性與尖晶石同等或更高。因此，該陶瓷材料構成的半導體制造裝置用構件，可長期承受半導體制造流程中使用的反應性高的F、Cl等鹵素系等離子體，可降低該構件的起塵量。此外，本發(fā)明的陶瓷材料中，耐腐蝕性與尖晶石同等的材料的線熱膨脹系數(shù)可以低于尖晶石。因此，可以較容易地得到如均熱性高但線熱膨脹系數(shù)低的氮化鋁般的材料的層疊體。此外，本發(fā)明的陶瓷材料，電阻低于氧化鎂。因此，該陶瓷材料構成的濺射靶材，例如用于磁隧道結元件的隧道勢壘的制作時，隧道勢壘層含有鎂、鋁、氧及氮，可期待得到電阻低于氧化鎂的磁隧道結元件。此外，也可能得到具有高磁阻比的磁隧道結元件。


[圖I]實驗例I的XRD解析圖表。[圖2]實驗例1、4的EPMA(電子探針顯微分析儀)元素分布圖。
[圖3]實驗例7的XRD解析圖表。[圖4]實驗例10的XRD解析圖表。
具體實施例方式本發(fā)明的陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為使用CuKa線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 0 = 47 50 °的鎂-鋁氮氧化物相。該鎂-鋁氮氧化物，對于鹵素系等離子體的耐腐蝕性與尖晶石同等或更高，因此可認為主相為該氮氧化物的本發(fā)明的陶瓷材料的耐腐蝕性也變高。此外，該鎂-鋁氮氧化物也可以在具有與尖晶石同等的耐腐蝕性的同時線熱膨脹系數(shù)低于尖晶石。本發(fā)明的陶瓷材料，作為副相可含有氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的晶相。由于該MgO-AlN固溶體的耐腐蝕性也較高，因此作為副相也沒有問題。該MgO-AlN固溶體，使用CuKa線時的(200)面及(220)面的XRD波峰分別可出現(xiàn)在氧化鎂的立方晶 波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 0 = 42. 9 44. 8°，62. 3 65. 2°，此外，(111)面的XRD波峰也可出現(xiàn)在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 0 = 36. 9 39°。由于(111)面的波峰有時難以與其他晶相的波峰區(qū)別，因此也可以是僅(200)面及(220)面的XRD波峰出現(xiàn)在上述范圍。同樣的，(200)面或(220)面的波峰有時也難以與其他晶相的波峰區(qū)別。由于含有AlN晶相作為副相的話，會出現(xiàn)耐腐蝕性下降的趨勢，因此本發(fā)明的陶瓷材料為了得到與尖晶石同等或更高的耐腐蝕性，優(yōu)選AlN晶相少，更優(yōu)選不含。此外，由于尖晶石較氧化鋁和AlN晶體耐腐蝕性高，因此也可少量含有。但是，由于尖晶石較本發(fā)明的鎂-鋁氮氧化物相及MgO-AlN固溶體的耐腐蝕性差，因此優(yōu)選更少。另一方面，為了在保持與尖晶石同等的耐腐蝕性的同時降低線熱膨脹系數(shù)，也可少量含有尖晶石和AlN晶相。本發(fā)明的陶瓷材料，為了得到與尖晶石同等或更高的耐腐蝕性，原料粉末中的鎂/鋁的摩爾比優(yōu)選在0.20以上2以下，鎂/鋁的摩爾比更優(yōu)選在0.75以上2以下。鎂/鋁的摩爾比不足0. 20的話，氮化鋁、尖晶石、氧化鋁中某一個的生成量變多，恐怕會喪失高耐腐蝕特征。鎂/鋁的摩爾比超過2的話，MgO-AlN固溶體容易成為主相。另一方面，為了在保持與尖晶石同等的耐腐蝕性的同時降低線熱膨脹系數(shù)，優(yōu)選原料粉末中的鎂/鋁的摩爾比在0. 05以上1.5以下，更優(yōu)選鎂/鋁的摩爾比在0. I以上I以下。本發(fā)明的陶瓷材料中，開口孔隙率優(yōu)選在5 %以下。此處，開口孔隙率是根據(jù)以純水為媒質的阿基米德法測定的值。開口孔隙率超過5%的話，可能出現(xiàn)強度下降和材料自身脫粒而容易起塵，而且材料加工時等容易出現(xiàn)氣孔內起塵成分堆積，因此不理想。此外，開口孔隙率優(yōu)選盡可能接近零。因此，不存在特別的下限值。本發(fā)明的陶瓷材料，可用于具有使用了上述陶瓷材料的第I結構體和主相為氮化鋁、氧化釔及氧化鋁中至少I種的第2結構體的層疊體。此外，也可具有該第I結構體與第2結構體層疊或接合的結構。這樣的話，通過耐腐蝕性高的第I結構體和具有與第I結構體不同特性(例如傳熱性和機械強度等)的第2結構體，除了耐腐蝕性，還可進一步提高其他特性。此處，第I結構體可以是由上述陶瓷材料形成的薄膜、板狀體或層狀體。此外，第2結構體可以是主相為氮化鋁、氧化釔及氧化鋁的薄膜、板狀體或層狀體。此外，接合可按任意形態(tài)進行，例如可通過燒結接合，也可通過粘結劑接合。
此時，本發(fā)明的層疊體，第I結構體與第2結構體可介由中間層接合。這樣的話，通過中間層，可以進一步抑制例如熱膨脹率差異造成的第I結構體與第2結構體的剝離等。該中間層可以是具有第I結構體與第2結構體的中間性質的層。該中間層例如可以是第I結構體的主相與第2結構體的主相的混合層。此外，該中間層可以包括所含成分或成分比不同的多個層。這樣的話，可以具有梯度材料的特性此外，本發(fā)明的層疊體，第I結構體與第2結構體的線熱膨脹系數(shù)差在0. 3ppm/K以下，第I結構體與第2結構體可以直接接合。這樣的話，由于第I結構體與第2結構體的線熱膨脹系數(shù)差小，因此將兩結構體高溫接合(例如通過燒結接合)時和該層疊體重復在高溫-低溫下使用時，無須擔憂產(chǎn)生裂紋和剝離。本發(fā)明的陶瓷材料，可用于半導體制造裝置用構件。作為半導體制造裝置用構件，可舉出例如，半導體制造裝置所使用的靜電卡盤、基座(susceptor)、加熱器、板、內壁部件、觀察窗、微波導入窗和微波耦合天線等。由于它們必須對于包含鹵素元素的腐蝕性氣體的等離子體具有良好的耐腐蝕性，因此適宜使用本發(fā)明的陶瓷材料。本發(fā)明的陶瓷材料中，構成主相的鎂-鋁氮氧化物的40 1000°C的線熱膨脹系數(shù)為6 7ppm/K。因此,通過改變副相成分的MgO-AlN固溶體(12 14ppm/K)、尖晶石(8 9ppm/K)和氮化鋁(5 6ppm/K)的比率，可在維持高耐腐蝕性的同時將線熱膨脹系數(shù)控制為5. 5 10ppm/K。但是，由于尖晶石和氮化鋁較鎂-鋁氮氧化物和MgO-AlN固溶體的耐腐蝕性低，優(yōu)選更少。通過此種熱膨脹的調整，可與氧化鋁、氧化釔及氮化鋁等用于半導體制造裝置構件的材料的熱膨脹配合，或減小熱膨脹差。這樣可令本發(fā)明的陶瓷材料與傳統(tǒng)材料的層疊和貼合成為可能。這樣的話，可以是僅表面(第I結構體)為本發(fā)明的具有高耐腐蝕性的陶瓷材料，下部(第2結構體)基材可使用傳統(tǒng)材料。特別是一體燒結中此種層疊結構及熱膨脹調整是有效的。其中，通過第2結構體的基材使用以氮化鋁為主體的材料，可維持高熱傳導，容易保持均勻的高耐腐蝕的陶瓷材料的表面溫度。此種結構特別在加熱器內置型半導體制造裝置中是有效的。此外，本發(fā)明的陶瓷材料可用于濺射靶材。即，本發(fā)明的濺射靶材，可以是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，由主相為使用CuKa線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 0 =47 50°的鎂-鋁氮氧化物相的陶瓷材料構成。本發(fā)明的陶瓷材料，由于具有低于氧化鎂的電阻，因此優(yōu)選用于濺射靶材。作為濺射靶材，例如，可用于磁隧道結元件的隧道勢壘的制作。此時，本發(fā)明的陶瓷材料，優(yōu)選用于硬盤的磁頭及磁阻式隨機存取存儲器中至少I個磁隧道結元件的制作。由于它們必須具有低電阻和高磁阻比，因此適宜使用本發(fā)明的陶瓷材料。本發(fā)明的陶瓷材料，可將氧化鎂、氧化鋁和氮化鋁的混合粉末在成型后燒結而制造。例如，為得到與尖晶石同等或更高的耐腐蝕性，可將混合了 15質量％以上66. 2質量％以下的氧化鎂、63質量％以下的氧化鋁、57. 7質量％以下的氮化鋁的粉末成型后燒結。此夕卜，也可將混合了 37質量％以上66. 2質量％以下的氧化鎂、63質量％以下的氧化鋁、57. 7質量％以下的氮化鋁的粉末成型后燒結。另一方面，為了在保持與尖晶石同等的耐腐蝕性的同時降低線熱膨脹系數(shù)、提高均熱性，也可將混合了 5質量％以上60質量％以下的氧化鎂、60質量％以下的氧化鋁、90質量％以下的氮化鋁的粉末成型后燒結。此外，燒結溫度優(yōu)選在1750°C以上。燒結溫度不足1750°C的話，可能無法得到目標鎂-鋁氮氧化物，因此不理想。此外，燒結溫度的上限并無特別限定，但例如可以為1850°C或1900°C。此外，燒結優(yōu)選采用熱壓燒結，熱壓燒結時的加壓壓力優(yōu)選設定為50 300kgf/cm2。燒結時的氣氛優(yōu)選不會影響氧化物原料燒結的氣氛，優(yōu)選例如氮氣氣氛、氬氣氣氛、氦氣氣氛等惰性氣氛。成型時的壓力沒有特別限制，適當設定為可以保持形狀的即可。實施例以下說明本發(fā)明適宜的適用例。MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使用純度99. 9質量％以上、平均粒徑I U m以下的市售品。此處，對于AlN原料，由于不可避免地含有I質量％左右的氧，因此是將氧從雜質元素中除開后的純度。此外，即使使用了純度99質量％以上的MgO原料的情況下，也可制作與使用純度99. 9質量％以上的MgO原料時同等的陶瓷材料。I.陶瓷材料
首先，說明以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料(實驗例I 19)。此外，實驗例I 3、6 16相當于本發(fā)明的實施例，實驗例4、5、17 19相當于比較例。[實驗例I 3] 調合稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使之滿足表I所示質量％，以異丙醇為溶劑，用尼龍制的罐、直徑5_的氧化鋁圓球進行4小時濕式混合?；旌虾笕〕鰸{料，在氮氣流中進行110°C干燥。然后，過30目的篩,作為調合粉末。此外,該調合粉末的Mg/Al的摩爾比為 I. 2。 成型將調合粉末以200kgf/cm2的壓力單軸加壓成型，制作直徑35mm、厚度IOmm左右的圓盤狀成型體，裝入燒結用石墨鑄模。 燒結將圓盤狀成型體熱壓燒結而得到陶瓷材料。熱壓燒結中，加壓壓力為200kgf/cm2，以表I所示燒結溫度(最高溫度)燒結，燒結結束前控制為Ar氣氛。燒結溫度下的保持時間為4小時。[實驗例4]除了按表I所示質量％稱量MgO原料及Al2O3原料以外,與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例5]除了燒結溫度設定為1650°C以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例6 12]除了按表I所示質量％稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、燒結溫度設定為表I所示溫度以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例13 19]除了按表I所示質量％稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、燒結溫度設定為表I所示溫度、燒結氣氛為N2以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[評價]將實驗例I 19得到的各材料加工為各種評價用，進行以下評價。各評價結果如表I所示。此外，實驗例I 19中，也制作了直徑50mm的試樣，但得到的評價結果與表I相同。(I)體積密度 開口孔隙率根據(jù)以純水為媒質的阿基米德法測定。(2)晶相評價將材料于研缽粉碎，通過X射線衍射裝置確定晶相。測定條件為CuKa，40kV，40mA, 2 0 = 5-70。，使用密封管式X射線衍射裝置(O力一 工4工、> 夕7工7制D8ADVANCE)。 ⑶蝕刻率對各材料的表面進行鏡面研磨，使用ICP等離子體耐腐蝕試驗裝置進行下述條件的耐腐蝕試驗。通過臺階儀測定的遮蔽面與暴露面的段差除以試驗時間，算出各材料的蝕刻率。ICP :800W、偏置功率450W、導入氣體NF3/02/Ar = 75/35/100sccm0. 05Torr (6. 67Pa)、暴露時間10h、試料溫度室溫⑷構成元素使用EPMA檢出并識別構成元素，分析各構成元素的濃度。(5)平均線熱膨脹系數(shù)(40 1000°C )使用膨脹計(O力一 工^工、> ^ 7工7制造)于氬氣氣氛中測定。(6)彎曲強度根據(jù)JIS-R1601，通過彎曲強度試驗測定。(7)體積電阻率測定根據(jù)JIS-C2141的方法，于大氣中、室溫(25°C )下測定。試驗片形狀為直徑50mmX (0. 5 Imm)、主電極為直徑20mm、保護電極為內徑30mm、外徑40mm、外加電極為直徑40mm，各電極由銀形成。外加電壓為2kV/mm，讀取電壓外加后I分鐘時的電流值，根據(jù)該電流值算出室溫體積電阻率。此外，對于實驗例7和實驗例19 (MgO燒結體)，在真空下(0. OlPa以下)、600°C下測定。試驗片形狀為直徑50mmX (0. 5 Imm)、主電極為直徑20mm、保護電極為內徑30mm、外徑40mm、外加電極為直徑40mm，各電極由銀形成。外加電壓為500V/mm，讀取電壓外加后I小時的電流值，根據(jù)該電流值算出體積電阻率。此外，表I的體積電阻率中，「aEb」表示aX10b，例如「1E16」表示1X1016。[評價結果]圖I顯示了實驗例I的XRD解析圖表。此外，實驗例2、3的XRD解析圖表與實驗例I大致相同，因此省略圖示。此外，實驗例I 19檢出的晶相匯總如表I所示。如圖I所示，實驗例I 3的陶瓷材料的XRD解析圖表，由無法歸屬的多個波峰(圖I中的□)與氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的波峰(圖I中的〇)構成。無法歸屬的波峰(□)與氧化鎂、尖晶石、氮化鋁任意一個均不相符地在2 0 = 47 49° (47 50° )有波峰，推測為鎂-鋁氮氧化物。此外，這些鎂-鋁氮氧化物的波峰，與例如，參考文獻I (J.Am. Ceram. Soc.，93 [2] 322-325 (2010))和參考文獻 2 (日本專利特開 2008-115065)所示的MgAlON(或鎂-鋁氮氧化物)的波峰不一致。一般，已知這些MgAlON是尖晶石中固溶了 N成分的物質，可認為具有與本發(fā)明的鎂-鋁氮氧化物具有不同的晶體結構。
MgO-AlN固溶體的(111)面、(200)面及(220)面的XRD波峰分別出現(xiàn)在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 0 = 36. 9 39°，42. 9 44.8°，62. 3 65. 2°。圖2顯示了實驗例I的EPMA元素分布圖。根據(jù)圖2，確認了實驗例I由圖I所示的鎂-鋁氮氧化物(X部)與MgO-AlN固溶體(y部)2相構成，可知前者為主相。此處，主相指的是體積比例中占50%以上的成分，副相指的是主相以外的XRD波峰歸屬的相?？紤]到截面觀察中的面積比反映出了體積比例，因此主相設為在EPMA元素分布圖中占50%以上面積的區(qū)域，副相為主相以外的區(qū)域。根據(jù)圖2可知，鎂-鋁氮氧化物的面積比為約66%，鎂-鋁氮氧化物為主相。此外，X部特定為鎂-鋁氮氧化物的根據(jù)是，由Mg、Al、O、N等4個成分構成，較之于實驗例4的尖晶石材料(z部)，Mg、N濃度高，Al濃度為相同程度，0濃度低。即，該鎂-鋁氮氧化物具有較尖晶石含有更多Mg的特征。對于其他實驗例也進行同 樣的解析，例如實驗例10的鎂-鋁氮氧化物的面積比為約87%，可知鎂-鋁氮氧化物為主相。此外，此處是作為一個例子，主相與副相的判定通過EPMA元素分布進行，但只要是可以識別各相的體積比例的方法，則可采用其他方法。此外，EPMA元素分布圖，根據(jù)濃度，顏色分為紅、橙、黃、黃綠、綠、青、藍，紅為最高濃度、藍為最低濃度、黑表示零。但是，由于圖2為黑白顯示，因此以下說明圖2本來的顏色。實驗例I中，Mg的X部為黃綠、y部為紅，Al的X部為橙、y部為青，N的x部為橙、y部為青，0的X部為淡藍、y部為橙。實驗例4中，Mg整體(z部)為綠，Al整體為橙，N整體為黑，0整體為紅。此外，實驗例4中，由于沒有使用氮化鋁，因此沒有生成上述鎂-鋁氮氧化物，該陶瓷材料作為主相含有尖晶石(MgAl2O4)。實驗例5中，由于燒結溫度低，因此沒有生成上述鎂-鋁氮氧化物，該陶瓷材料作為主相含有氧化鎂，作為副相含有尖晶石和氮化鋁。圖3顯示了實驗例7的XRD解析圖表，圖4顯示了實驗例10的XRD解析圖表。根據(jù)圖3、4可知，實驗例7、10均主要檢出了在2 0 = 47 49° (或47 50° )有波峰的鎂-鋁氮氧化物(圖中的□)，實驗例7的副相為尖晶石(圖中A )，實驗例10的副相為MgO-AlN固溶體(圖中的〇)。此外，對于實驗例6、8、9、11、12，省略XRD解析圖表的圖示，主相和副相如表I所示。此外可知，實驗例I 3、6 8的陶瓷材料的蝕刻率為實驗例4的80%以下、實驗例9 12的蝕刻率為實驗例4的90%以下，是較低的值，耐腐蝕性非常高。由于實驗例5含有較多的耐腐蝕性低的尖晶石和氮化鋁，因此蝕刻率變高。此外，實驗例18所示的氧化鋁的蝕刻率值比實驗例4的陶瓷材料(尖晶石)更高。此外，實驗例I 3、6 8的陶瓷材料的彎曲強度和體積電阻率值也非常高。此外，也測定高溫下的蝕刻率。此處，對于實驗例2及實驗例10的陶瓷材料，對各材料的表面進行鏡面研磨，使用ICP等離子體耐腐蝕試驗裝置進行下述條件的高溫耐腐蝕試驗。此外，通過臺階儀測定的遮蔽面與暴露面之間的段差除以試驗時間，算出各材料的蝕刻率。其結果是，各材料的蝕刻率在氧化鋁的1/3倍以下、氮化鋁的1/5倍以下，與尖晶石為相同水平，高溫下的等離子體耐腐蝕性也良好。ICP :800W、偏置功率無、導入氣體NF3/Ar = 300/300sccm 0. ITorr、暴露時間5h、試料溫度650°C實驗例12 16的陶瓷材料，蝕刻率與實驗例4的尖晶石大致同等(212 270nm/h)，線熱膨脹系數(shù)低于尖晶石(5. 8 6. 9ppm/K)。S卩，實驗例12 16的陶瓷材料，可以說在具有與尖晶石同等的耐腐蝕性的同時線熱膨脹系數(shù)低，可用作靜電卡盤材料和加熱材料，特別是加熱材料。此外，實驗例17，雖然原料組成與實驗例6相同，但由于燒結溫度低，因此主相不是鎂-鋁氮氧化物而是尖晶石，因此較實驗例6耐腐蝕性低，同時線熱膨脹系數(shù)變高。此外，實驗例12 16的陶瓷材料，彎曲強度和體積電阻率值也足夠高。此外可知，實驗例7與實驗例19的600°C下的體積電阻率分別為5X108Qcm、2 X IO12 Q cm，主相為XRD波峰至少出現(xiàn)在2 0 = 47 49° (或47 50° )的鎂-鋁氮氧化物相的陶瓷材料，電阻低于MgO。
如上可預測，實驗例I 3、6 16制作的陶瓷材料的電阻也低于氧化鎂。因此，將本材料作為濺射靶，例如，制作硬盤的磁頭及磁阻式隨機存取存儲器等的磁隧道結元件時，預計電阻和/或磁阻比的特性提升。[表 I]
權利要求
1.一種陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為使用CuK α線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ = 47 50°的鎂-鋁氮氧化物相。
2.根據(jù)權利要求I所述的陶瓷材料,其中，上述2Θ為47 49°。
3.根據(jù)權利要求I或2所述的陶瓷材料，其中，副相為氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的晶相。
4.根據(jù)權利要求3所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的使用CuKa線時的(200)面及(220)面的XRD波峰分別出現(xiàn)在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的 2Θ =42. 9 44. 8° ,62. 3 65. 2°。
5.根據(jù)權利要求4所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的使用CuKa線時的(111)面的XRD波峰出現(xiàn)在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 Θ =36. 9 39°。
6.根據(jù)權利要求I 5任意一項所述的陶瓷材料，其中，不含AlN晶相。
7.一種層疊體，具有使用了權利要求I 6任意一項所述的陶瓷材料的第I結構體和主相為氮化鋁、氧化釔及氧化鋁中至少I種的第2結構體層疊或接合的結構。
8.根據(jù)權利要求7所述的層疊體，其中，上述第I結構體與上述第2結構體介由中間層接合。
9.根據(jù)權利要求7所述的層疊體，其中，上述第I結構體與上述第2結構體之間的線熱膨脹系數(shù)差在O. 3ppm/K以下，上述第I結構體與上述第2結構體直接接合。
10.一種半導體制造裝置用構件，由權利要求I 6任意一項所述的陶瓷材料構成。
11.一種濺射靶材，由權利要求I 6任意一項所述的陶瓷材料構成。
12.根據(jù)權利要求11所述的濺射靶材，用于磁隧道結元件的隧道勢壘的制作。
13.根據(jù)權利要求12所述的濺射靶材，用于硬盤的磁頭及磁阻式隨機存取存儲器中至少I個上述磁隧道結元件的制作。
全文摘要
本發(fā)明的陶瓷材料以鎂、鋁、氧及氮為主成分，主相為使用CuKα線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2θ＝47～50°的鎂-鋁氮氧化物相。
文檔編號C04B35/04GK102639464SQ201180004702
公開日2012年8月15日 申請日期2011年10月11日 優(yōu)先權日2010年10月25日
發(fā)明者佐藤洋介, 渡邊守道, 磯田佳范, 神藤明日美, 勝田祐司 申請人:日本礙子株式會社