專利名稱：加熱裝置的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種加熱半導體的裝置。
背景技術：
在半導體制造中使用于干法工藝和等離子體涂層等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，安裝于這種半導體制造裝置的構(gòu)件要求有高耐腐蝕性，一般使用實施過氧化鋁膜處理的鋁或哈司特鎳合金等的高耐腐蝕金屬或陶瓷構(gòu)件。特別是支撐固定Si晶片的靜電卡盤材料和加熱器材料，由于必須有高耐腐蝕和低發(fā)塵性，使用的是氮化鋁、氧化鋁、藍寶石等的高耐腐蝕陶瓷構(gòu)件。由于這些材料會隨著長時間使用而逐漸腐蝕，引起發(fā)塵，因此要求有更高耐腐蝕性的材料。為應對這種要求，有人研究了作為材料使用比氧化鋁等更耐腐蝕的氧化鎂或尖晶石(MgAl2O4)及它們的復合材料(例如專利文獻1:專利第3559426號公報)。并且，已知一種用于加熱晶片的陶瓷加熱器。在這種陶瓷加熱器中，要求加熱器的均熱性以能夠均勻地加熱晶片。例如，專利文獻2 (特開平8-73280)公開了一種將電阻發(fā)熱體埋設到氮化鋁質(zhì)陶瓷板中，并將氮化鋁質(zhì)的柄接合到板上的陶瓷加熱器。在專利文獻3 (特開2003-288975號公報)中，在帶柄的加熱器中，通過進一步地使電阻發(fā)熱體中的金屬碳化物的量減少，來減少電阻發(fā)熱體各處的碳化物量的偏差并使加熱面的溫度分布變小。在基座上載置半導體晶片進行成膜的情況下，特別地半導體晶片的外周部處需要成膜均勻性。作為在半導體制造裝置內(nèi)保持Si晶片并進一步進行加溫的構(gòu)件，如上所述的AlN (氮化鋁)制的陶瓷加熱器作為現(xiàn)有技術被廣泛使用。并且，作為等離子體刻蝕裝置已知一種例如在真空處理箱內(nèi)配置有兼作載置有基板的載置臺的下部電極以及與該下部電極相對地配置的上部電極，向下部電極供給高頻功率使其產(chǎn)生處理氣體的等離子體的構(gòu)成。并且還公開了:在這樣構(gòu)成的等離子體刻蝕裝置中，為了提高基板的處理的面內(nèi)均勻性，在下部電極上，包圍基板的周圍地設置聚焦環(huán)的構(gòu)成(專利文獻4:特開2011-71464，專利文獻5:特開2011-108816，專利文獻6:特開2004-311837)。進一步地還已知在聚焦環(huán)的內(nèi)部設有感應發(fā)熱部，通過由設在真空處理箱內(nèi)的感應線圈產(chǎn)生的磁場來感應加熱聚焦環(huán)。

發(fā)明內(nèi)容
然而，在上述的技術中，半導體晶片外周部的膜厚容易變得不均勻，且，通過由腐蝕性氣體進行的清洗腐蝕由AlN構(gòu)成的基座表面，加熱器表面的形狀或粗糙度發(fā)生變化，由此，隨著使用時間的變長晶片外周部的成膜量發(fā)生變化，無法保持成膜均勻性。對于聚焦環(huán)也有一樣的問題。本發(fā)明的課題，在半導體的成膜所采 用的陶瓷加熱裝置中，改善晶片外周部的成膜均勻性，在鹵素系腐蝕氣體及其等離子體氣氛下使用時也能長時間內(nèi)保持半導體外周部的成膜均勻性。
本發(fā)明作為包括具有加熱半導體的加熱面的基座部與設在加熱面的外周的環(huán)狀部的加熱裝置，其中，環(huán)狀部由以鎂、鋁、氧以及氮為主要成分的陶瓷材料構(gòu)成，該陶瓷材料以氮氧化鋁鎂相為主相，且使用CuK α線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 50°。并且，本發(fā)明作為設置在具有加熱半導體的加熱面的基座上的環(huán)狀部，其中，環(huán)狀部由以鎂、鋁、氧以及氮為主要成分的陶瓷材料構(gòu)成，該陶瓷材料以氮氧化鋁鎂相為主相，且使用CuK α線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 50°。根據(jù)本發(fā)明，通過設有由上述陶瓷材料構(gòu)成的環(huán)狀部，能夠使半導體的邊緣以及其周邊的等離子體的生成狀態(tài)穩(wěn)定化，并能夠改善成膜均勻性。與此同時，上述陶瓷材料以氮氧化鋁鎂相作為主相，與氮化鋁相比，對鹵素系氣體等的腐蝕性強的氣體的耐腐蝕性優(yōu)良。當通過該陶瓷材料形成基座的環(huán)狀部時，即使在腐蝕氣氛下長時間使用，也不易產(chǎn)生由腐蝕導致的表面狀態(tài)的變化，其結(jié)果，可以在長時期內(nèi)觀察到良好的晶片上的溫度均勻性。


圖1是實驗例I的XRD解析圖表。圖2是實驗例1、4的EPMA元素分布圖。圖3是實驗例7的XRD解析圖表。圖4是實驗例10的XRD解析圖表。圖5是概略地示出本發(fā)明的實施方式所涉及的加熱裝置IA的圖。圖6是概略地示出本 發(fā)明的實施方式所涉及的加熱裝置IB的圖。圖7是概略地示出本發(fā)明的實施方式所涉及的加熱裝置IC的圖。圖8是示意地示出本發(fā)明的實施方式所涉及的加熱裝置IB上的等離子體的狀態(tài)的圖。圖9是概略地示出參考例的加熱裝置11的圖。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明采用的新的陶瓷材料進行說明，然后對加熱裝置的構(gòu)成進行說明。[陶瓷材料]本發(fā)明者專心研究了通過使氧化鎂、氧化鋁與氮化鋁的混合粉末成型后進行熱壓燒成而得到的陶瓷材料的耐腐蝕性，發(fā)現(xiàn)以在特定位置具有XRD波峰的氮氧化鋁鎂為主相的陶瓷材料顯示出非常高的耐腐蝕性。即，本發(fā)明的陶瓷材料作為以鎂、鋁、氧及氮為主要成分的陶瓷材料，主相為使用CuK α線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 50°的氮氧化鋁鎂相。本發(fā)明的陶瓷材料的耐腐蝕性與尖晶石相同或高于它。因此，本發(fā)明的基座能夠長時期抵抗在半導體制造工藝中使用的反應性高的F、Cl等鹵素系等離子體，能夠降低來自該構(gòu)件的發(fā)塵量。另外，即使在腐蝕氣氛下長時間使用，也不易產(chǎn)生由腐蝕導致的表面狀態(tài)的變化，其結(jié)果，在長時期內(nèi)觀察到良好的晶片上的溫度均勻性。本發(fā)明的陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主要成分的陶瓷材料，主相為使用CuKa線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 50°的氮氧化鋁鎂相。該氮氧化鋁鎂對鹵素系等離子體的耐腐蝕性與尖晶石相同或更高，因此可認為以該氮氧化物為主相的本發(fā)明的陶瓷材料的耐腐蝕性也變高。此外，該氮氧化鋁鎂也可以具有與尖晶石相同的耐腐蝕性并且線熱膨脹系數(shù)低于尖晶石。本發(fā)明的陶瓷材料，作為副相可以含有在氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的結(jié)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固溶體的使用CuK α線時的(200)面及(220)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 =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 Θ =36.9 39°。由于(111)面的波峰有時難以與其他結(jié)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。同樣地，(200 )面或(220 )面的波峰有時也難以與其他結(jié)晶相的波峰區(qū)別。本發(fā)明的陶瓷材料為了得到與尖晶石相同或更高的耐腐蝕性，由于當包含AlN結(jié)晶相作為副相時，耐腐蝕性有降低的傾向，因而，優(yōu)選AlN結(jié)晶相為少量，更加優(yōu)選不包含有它。并且，尖晶石由于耐腐蝕性比氧化鋁或AlN結(jié)晶高，因而，也可含有少量。但，尖晶石由于耐腐蝕性比本發(fā)明的氮氧化鋁鎂相以及MgO-AlN固溶體差，因而，優(yōu)選其為較少量。另一方面，為了具有與尖晶石相同的耐腐蝕性并且使線熱膨脹系數(shù)降低，也可以含有少量尖晶石或AlN結(jié)晶相。本發(fā)明的陶瓷材料，為了得到與尖晶石相同或更高的耐腐蝕性，原料粉末中的鎂/鋁的摩爾比優(yōu)選在0.20以上2以下，鎂/鋁的摩爾比更加優(yōu)選在0.75以上2以下。當鎂/鋁的摩爾比不足0.20，氮化鋁、尖晶石、氧化鋁中某個或某些的生成量變多，恐怕會喪失高耐腐蝕的特征。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，為了保持與尖晶石相同的耐腐蝕性并且降低線熱膨脹系數(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，更加優(yōu)選鎂/鋁的摩爾比在0.1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(zhì)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)強度下降或材料自身脫粒而容易發(fā)塵，而且在材料加工時等容易出現(xiàn)氣孔內(nèi)發(fā)塵成分堆積，因此不優(yōu)選。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)明的陶瓷材料中，構(gòu)成主相的氮氧化鋁鎂的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 4ppm/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)控制在5.5 10ppm/K。但是，由于尖晶石和氮化鋁較氮氧化鋁鎂和MgO-AlN固溶體的耐腐蝕性低，優(yōu)選為較少。通過這種熱膨脹的調(diào)整，可與氧化鋁、氧化釔及氮化鋁等用于半導體制造裝置構(gòu)件的材料的熱膨脹配合，或減小熱膨脹差。通過這樣，可使本發(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，可以僅將表面(第I構(gòu)造體)作為本發(fā)明的具有高耐腐蝕性的陶瓷材料，下部(第2構(gòu)造體)基材可使用傳統(tǒng)材料。特別是在一體燒成中這種層疊結(jié)構(gòu)及熱膨脹調(diào)整是有效的。其中，通過第2構(gòu)造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。這種結(jié)構(gòu)特別在加熱器內(nèi)置型半導體制造裝置中是有效的。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構(gòu)造體和主相為氮化鋁、氧化釔及氧化鋁中至少I種的第2構(gòu)造體的層疊體。此外，也可具有該第I構(gòu)造體與第2構(gòu)造體層疊或接合的結(jié)構(gòu)。這樣的話，通過耐腐蝕性高的第I構(gòu)造體和具有與第I構(gòu)造體不同特性(例如傳熱性和機械強度等)的第2構(gòu)造體，除了耐腐蝕性，還可進一步提高其他特性。此處，第I構(gòu)造體可以是由上述陶瓷材料形成的薄膜、板狀體或?qū)訝铙w。此外，第2構(gòu)造體可以是主相為氮化鋁、氧化釔及氧化鋁的薄膜、板狀體或?qū)訝铙w。此外，接合可按任意形態(tài)進行，例如可通過燒結(jié)接合，也可通過粘結(jié)劑接合。此時，本發(fā)明的層疊體，第I構(gòu)造體與第2構(gòu)造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構(gòu)造體與第2構(gòu)造體的剝離等。該中間層可以是具有第I構(gòu)造體與第2構(gòu)造體的中間性質(zhì)的層。該中間層例如可以是混合了第I構(gòu)造體的主相與第2構(gòu)造體的主相的層。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，第I構(gòu)造體與第2構(gòu)造體的線熱膨脹系數(shù)差在0.3ppm/K。第I構(gòu)造體與第2構(gòu)造體可以直接接合。這樣的話，由于第I構(gòu)造體與第2構(gòu)造體的線熱膨脹系數(shù)差小，因此將兩構(gòu)造體高溫接合(例如通過燒結(jié)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。[陶瓷材料的制造]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成而制造。例如，為得到與尖晶石相同或更高的耐腐蝕性，可將混合了 15質(zhì)量％以上66.2質(zhì)量％以下的氧化鎂、63質(zhì)量％以下的氧化鋁、57.7質(zhì)量％以下的氮化鋁的粉末成型后燒成。進一步地，也可將混合了 37質(zhì)量％以上66.2質(zhì)量％以下的氧化鎂、63質(zhì)量％以下的氧化鋁、57.7質(zhì)量％以下的氮化鋁的粉末成型后燒成。另一方面，為了保持與尖晶石相同的耐腐蝕性并且降低線熱膨脹系數(shù)、提高溫度均勻性，也可將混合了 5質(zhì)量％以上60質(zhì)量％以下的氧化鎂、60質(zhì)量％以下的氧化鋁、90質(zhì)量％以下的氮化鋁的粉末成型后燒成。此外，燒成溫度優(yōu)選在1750°C以上。燒成溫度不足1750°C的話，可能無法得到目標的氮氧化鋁鎂，因此不優(yōu)選。此外，燒成溫度的上 限并無特別限定，但例如可以為1850°C或1900°C。此外，燒成優(yōu)選采用熱壓燒成，熱壓燒成時的加壓壓力優(yōu)選設定為50 300kgf/cm2。燒成時的氣氛優(yōu)選不會影響氧化物原料燒成的氣氛，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壓力即可。[加熱裝置]本發(fā)明的加熱裝置包括具有加熱半導體的加熱面的基座部與設在加熱面的外周的環(huán)狀部，環(huán)狀部由上述的陶瓷材料構(gòu)成的。以下，參照適當?shù)母綀D進行敘述。第5 8圖為本發(fā)明的實施方式所涉及的加熱裝置。第5圖的加熱裝置IA包括基座部9A與環(huán)狀部6A。基座部9A的基臺2A為板狀，在基臺2A的上表面2a側(cè)形成有介電層5。本例中，介電層5的上表面形成為半導體加熱面9a。加熱面9a不需要為平坦，可以進行凹凸加工，或形成與基板的大小相適應的溝槽，也可以形成吹掃氣體用的溝槽。在基座的下表面(背面)2b可以接合未圖示的支撐部。支撐部為例如管狀，支撐部中容納有電力供給構(gòu)件。電力供給構(gòu)件連接到埋設在基座的基臺部2A內(nèi)的發(fā)熱體3。
基座部9A為盤狀，優(yōu)選為大致圓盤狀?；拇笮]有特別的限定，例如直徑280 380mm,厚度 8 20mm。在此，發(fā)熱體3優(yōu)選埋設到基座部9A內(nèi)，也可以安裝在基座部。并且，發(fā)熱體也可以是像設在基座部從偏離的位置的紅外線加熱元件那樣的外部發(fā)熱體。在基座的基臺部2A內(nèi)埋設有電極4。電極4優(yōu)選用于通過外加高頻電壓來生成等離子體的等離子體發(fā)生電極。包圍基座部9A的外周地設置本發(fā)明的環(huán)狀部6A,半導體W被載置在介電層5上以及環(huán)狀部6A上。本例中，環(huán)狀部延伸到基座部的外周邊緣，在基座部的外周邊緣不設有凸起。并且，在設置半導體W的時刻，環(huán)狀部6A的內(nèi)周側(cè)為存在于半導體W下的載置部6b，外周側(cè)在載置部6b的外側(cè)露出到半導體W外，形成非載置部6a。在俯視觀察下，非載置部6a包圍半導體W。在第6圖的加熱裝置IB中，環(huán)狀部6B沒有延伸到基座部9B (基臺2B)的外周側(cè)邊緣，在基座部9B形成有環(huán)狀凸起2c。在俯視觀察下，凸起2c包圍環(huán)狀部6B的外周邊緣。并且，在第7圖的加熱裝置IC中，環(huán)狀部6C沒有延伸到基座部9C的外周側(cè)邊緣，在基座部9C (基臺2C)形成有環(huán)狀凸起2c。在俯視觀察下，凸起2c包圍環(huán)狀部6C的外周邊緣。本例中，進一步地，非載置部6a由包圍半導體W的外周邊緣的環(huán)狀凸起構(gòu)成。以往，成膜膜厚T如第8圖示意示出地分布。即，膜厚T減少到相比半導體W的邊緣E相當?shù)靥幱趦?nèi)側(cè)的Tl 的位置。與此相對地，通過采用本發(fā)明的由陶瓷材料構(gòu)成的環(huán)狀構(gòu)件，如T2那樣，膜厚減少的區(qū)域向外周側(cè)移動。另外，在第9圖所示的參考例的基座11的情況下，在基座11的內(nèi)側(cè)埋設發(fā)熱體3以及高頻電極4。然后，在基座11的加熱面I Ia上載置半導體W。在通過例如氮化鋁形成這樣的基座11的整體的情況下，在半導體的外周側(cè)成膜均勻性仍然劣化。進一步地可以知道，在由以MgAlON為主相的上述陶瓷形成基座11的整體的情況下，可得到高的耐腐蝕性，另一方面，半導體的外周部的成膜均勻性沒有改善。在優(yōu)選的實施方式中，環(huán)狀部的內(nèi)周側(cè)為位于半導體W下的載置部6b，外周側(cè)為位于半導體W外的非載置部6a。這樣地設計適合于改善成膜均勻性。此時，從成膜均勻性的改善的觀點來看，載置部6b的寬度di優(yōu)選為Omm以上，進一步地優(yōu)選為IOmm以上。并且，di優(yōu)選為50mm以下,進一步地優(yōu)選為30mm以下。并且，從成膜均勻性的改善的觀點來看，非載置部6a的寬度do優(yōu)選為Omm以上，進一步地優(yōu)選為15mm以上。但是，di為從半導體W的邊緣E到載置部6b的內(nèi)周側(cè)邊緣的平面尺寸，do為從半導體W的邊緣E到非載置部6a的外周側(cè)邊緣的平面尺寸。通過在基座部與環(huán)狀部之間設有中間層，能夠提高環(huán)狀部的接合強度。并且，在優(yōu)選的實施方式中，加熱裝置包括埋設到基座部的內(nèi)部的發(fā)熱體以及埋設到基座部的內(nèi)部的高頻發(fā)生電極。并且，在優(yōu)選的實施方式中包括接合到基座的背面的支撐部。[基座部以及中間層的材質(zhì)]
上述陶瓷材料中，構(gòu)成主相的氮氧化鋁鎂的40 1000°C的線熱膨脹系數(shù)為6 7ppm/Ko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氮氧化鋁鎂和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(diào)整，可減小與氧化鋁、氧化釔及氮化鋁等用于半導體制造裝置構(gòu)件的材料的熱膨脹差。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。具體地說，基座部的材質(zhì)可示例出氧化鋁、氧化釔、氮化鋁、氧化鎂、氮化硅、尖晶石，特別地優(yōu)選氧化鋁、氧化釔、氮化鋁。特別地，通過以氮化鋁為主相的材質(zhì)形成基座部，由此，能夠維持高熱傳導，易于在晶片上保持溫度均勻性?；颗c環(huán)狀構(gòu)件的連接方法沒有特別地限定。兩者例如可以通過一體燒結(jié)來接合，也可以通過粘合劑來接合。作為這樣的粘合劑可示例出硅系粘合劑、丙烯系粘合劑、Al合金粘合劑。在優(yōu)選的實施方式中，基座部與環(huán)狀部的線熱膨脹系數(shù)差為0.3ppm/K以下。在該情況下，高溫接合兩者(例如通過一體燒結(jié)來接合)時或重復該層疊體在高溫-低溫下的使用時，不用擔心產(chǎn)生裂紋或剝離。如上所述，基座部與環(huán)狀部可以通過中間層接合。這樣的話，能夠進一步地抑制例如由熱膨脹率不同所的環(huán)狀部的剝離。該中間層選為具有基座部與環(huán)狀部的中間性質(zhì)的層。具體地說，中間層可以是燒結(jié)上述陶瓷材料與基座部的材料的混合物的復合陶
瓷。 并且，能夠形成多層中間層，通過使各中間層的組成相互不同，能夠形成梯度材料層。[發(fā)熱體以及電極的材質(zhì)]發(fā)熱體可使用例如使線狀的導體彎曲，加工成纏繞體的物體。發(fā)熱體的線徑為
0.3mm 0.5mm左右，在線圈形狀的情況下卷徑為2mm 4mm左右，間距為Imm 7mm左右。在這里“卷徑”意思是構(gòu)成發(fā)熱體的線圈的內(nèi)徑。作為發(fā)熱體的形狀，除線圈形狀之外，可以采用帶狀、網(wǎng)格狀、螺旋彈簧狀、板狀、印刷電極等的各種形態(tài)。另外，理想的是在與為提升銷等的或吹掃氣體用而設置的貫通孔相鄰的部分使發(fā)熱體12繞行等，根據(jù)需要進行式樣的變形。作為發(fā)熱體12的材料，可優(yōu)選采用鑰(Mo)、鎢(W)、鈮(Nb)等的高熔點導電材料。作為用于在基座上使等離子體產(chǎn)生的高頻電極以及靜電卡盤電極的材質(zhì)，能夠利用上述的發(fā)熱體材料。[支撐部的材質(zhì)]支撐部(即所謂的柄)的材質(zhì)并沒有特別的限定，可示例出以下物質(zhì)。本申請中的材料、氮化鋁、氧化鋁、氧化鎂、尖晶石優(yōu)選的是，支撐部的材質(zhì)也為與基座部相同的陶瓷材料。只是，在該情況下，形成基座部的上述陶瓷材料與形成支撐部的上述陶瓷材料不需要為相同組成，可以是相互不同的組成。
[鹵素系腐蝕性氣體] 本發(fā)明的基座對鹵素系腐蝕性氣體及其等離子體的耐腐蝕性優(yōu)良，特別地，對以下的鹵素系腐蝕性氣體或其混合物或它們的等離子體的耐腐蝕性特別優(yōu)良。NF3、CF4、ClF3、Cl2、BCl3、HBr實施例[陶瓷材料的制造與評價]以下對本發(fā)明適當?shù)倪m用例進行說明。MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使用純度99.9質(zhì)量％以上、平均粒徑I μ 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(zhì)量％左右的氧，因此是將氧從雜質(zhì)元素中除開后的純度。此外，即使使用了純度99質(zhì)量％以上的MgO原料的情況下，也可制作與使用純度99.9質(zhì)量％以上的MgO原料時同等的陶瓷材料。1.陶瓷材料首先，說明以鎂、鋁、氧及氮為主要成分的陶瓷材料(實驗例I 19)。此外，實驗例1 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(diào)合稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使其滿足表I所示質(zhì)量％，以異丙醇為溶劑，采用尼龍制的罐、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，通過30目的篩，制成調(diào)合粉末。此外，該調(diào)合粉末的Mg/Al的摩爾比為1.2。.成型將調(diào)合粉末以200kgf/cm2的壓力進行單軸加壓成型,制作直徑35mm、厚度IOmm左右的圓盤狀成型體，收容到燒成用石墨鑄模。.燒成將圓盤狀成型體熱壓燒成而得到陶瓷材料。熱壓燒成中，加壓壓力為200kgf/cm2，以表I所示燒成溫度(最高溫度)燒成，直到燒成結(jié)束前都控制為Ar氣氛。燒成溫度下的保持時間為4小時。[實驗例4]除了按表I所示質(zhì)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]除了燒成溫度設定為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(zhì)量％稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、且燒成溫度設定為表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(zhì)量％稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、燒成溫度設定為表I所示溫度、且燒成氣氛為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(jié)果如表I所示。另外，實驗例I 19中，也制作了直徑50mm的試樣，但得到的評價結(jié)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(zhì)的阿基米德法測定。(2)結(jié)晶相評價用研缽將材料粉碎，通過X射線衍射裝置確定結(jié)晶相。測定條件為CuKa、40kV、40mA、2 Θ =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)。(3)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。將通過階差儀測定的遮蔽面與暴露面的階差除以試驗時間，計算各材料的蝕刻率。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(4)構(gòu)成元素使用EPMA檢測并識別構(gòu)成元素，分析各構(gòu)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4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，在大氣中、室溫(25°C )下測定。試驗片形狀為直徑50mmX(0.5 1mm)、主電極為直徑20mm、保護電極為內(nèi)徑30mm、夕卜徑40mm、夕卜加電極為直徑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)該電流值計算室溫體積電阻率。此外，對于實驗例7和實驗例19 (MgO燒結(jié)體)，在真空下(0.0lPa以下)、600°C下測定。試驗片形狀為直徑50mmX (0.5 1mm)、主電極為直徑20mm、保護電極為內(nèi)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)該電流值計算體積電阻率。此外，表I的體積電阻率中，“aEb”表示&父1013，例如“比16”表示IXlO160[評價結(jié)果]圖1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檢測出的結(jié)晶相匯總?cè)绫鞩所示。如圖1所示，實驗例I 3的陶瓷材料的XRD解析圖表，由無法確定的多個波峰(圖1中的□)與氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的波峰(圖1中的〇)構(gòu)成。無法確定的波峰(□)與氧化鎂、尖晶石、氮化鋁任意一個均不相符地在2 Θ =47 49° (47 50° )有波峰，推測為氮氧化鋁鎂。此外，這些氮氧化鋁鎂的波峰，與例如參考文獻I (J.Am.Ceram.Soc.，93 [2] 322-325 (2010))或參考文獻2 (日本專利特開2008-115065)所示的MgAlON (或氮氧化鋁鎂)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(zhì)，可認為具有與本發(fā)明的氮氧化鋁鎂具有不同的晶體結(jié)構(gòu)。MgO-AlN固溶體的(111)面、(200)面及(220)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°，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1所示的氮氧化鋁鎂(X部)與MgO-AlN固溶體(y部)2相構(gòu)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波峰確定的相。考慮到截面觀察中的面積比反映出了體積比例，因此主相為在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，氮氧化鋁鎂的面積比為約66%，氮氧化鋁鎂為主相。此夕卜，X部特定為氮氧化鋁鎂的根據(jù)是，由Mg、Al、O、N這4個成分構(gòu)成，與實驗例4的尖晶石材料(z部)相比，Mg、N濃度高，Al濃度為相同程度，O濃度低。即，該氮氧化鋁鎂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的氮氧化鋁鎂的面積比為約87%，可知氮氧化鋁鎂為主相。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。另外，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，O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，O整體為紅。并且，實驗例4中，由于沒有使用氮化鋁，因此沒有生成上述氮氧化鋁鎂，其陶瓷材料作為主相含有尖晶石(MgAl2O4)15實驗例5中，由于燒成溫度低，因此沒有生成上述氮氧化鋁鎂，其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均主要檢測出了在2 Θ =47 49° (或47 50° )有波峰的氮氧化鋁鎂(圖中的□)，實驗例7的副相為尖晶石(圖中Λ)，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。然后，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。并且，也測定高溫下的蝕刻率。在這里，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，通過階差儀測定的遮蔽面與暴露面之間的階差除以試驗時間，計算各材料的蝕刻率。其結(jié)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=300/300sccm0.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，可以說具有與尖晶石相同的耐腐蝕性并且線熱膨脹系數(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，但由于燒成溫度低，因此主相不是氮氧化鋁鎂而是尖晶石，因此較實驗例6耐腐蝕性低，同時線熱膨脹系數(shù)變高。此夕卜，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。并且，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 Ω cm,主相為XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 49° (或47 50° )的氮氧化鋁鎂相的陶瓷材料，電阻低于MgO。由以上可預測，實驗例I 3、6 16制作的陶瓷材料也具有低于氧化鎂的電阻。表I
權(quán)利要求
1.一種加熱裝置，其包括:具有加熱半導體的加熱面的基座部，和設在所述加熱面的外側(cè)的環(huán)狀部，所述加熱裝置的特征在于， 所述環(huán)狀部由以鎂、鋁、氧以及氮為主要成分的陶瓷材料構(gòu)成，該陶瓷材料以氮氧化鋁鎂相為主相，且使用CuK α線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 50°。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的加熱裝置，其特征在于， 所述基座部包括包圍所述環(huán)狀部的外周邊緣的外周側(cè)凸起。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的加熱裝置，其特征在于， 所述環(huán)狀部包括載置所述半導體的外周部的載置部。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的加熱裝置，其特征在于， 所述環(huán)狀部包括設在所述載置部的外側(cè)、包圍所述半導體的非載置部。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的加熱裝置，其特征在于， 所述非載置部由包圍所 述半導體的外周邊緣的環(huán)狀凸起構(gòu)成。
6.根據(jù)權(quán)利要求1至5任一項所述的加熱裝置，其特征在于， 所述基座部與所述環(huán)狀部被一體燒結(jié)。
7.根據(jù)權(quán)利要求1至6任一項所述的加熱裝置，其特征在于，包括: 設在所述基座部與所述環(huán)狀部之間的中間層。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7任一項所述的加熱裝置，其特征在于，包括: 埋設到所述基座部的內(nèi)部的發(fā)熱體以及埋設到所述基座部的內(nèi)部的高頻發(fā)生電極。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至8任一項所述的加熱裝置，其特征在于，包括: 接合到所述基座部的背面的支撐部。
10.根據(jù)權(quán)利要求1至9任一項所述的加熱裝置，其特征在于， 所述2Θ為47 49°。
11.根據(jù)權(quán)利要求1至10任一項所述的加熱裝置，其特征在于， 所述陶瓷材料以氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的結(jié)晶相為副相。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的加熱裝置，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶體的使用CuKa線時的(200)面及(220)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 0=42.9 44.8°、62.3 65.2°。
13.根據(jù)權(quán)利要求12所述的加熱裝置，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶體的使用CuK a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°。
14.根據(jù)權(quán)利要求1至13任一項所述的加熱裝置，其特征在于， 構(gòu)成所述基座部的材質(zhì)由以氮化鋁、氧化釔或氧化鋁為主相的陶瓷構(gòu)成。
15.一種環(huán)狀部，其設置在具有加熱半導體的加熱面的基座上，所述環(huán)狀部的特征在于， 所述環(huán)狀部由以鎂、鋁、氧以及氮為主要成分的陶瓷材料構(gòu)成，該陶瓷材料以氮氧化鋁鎂相為主相，且使用CuK a線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2 Θ =47 50°。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的環(huán)狀部，其特征在于，包括: 包圍所述半導體的外周邊緣的環(huán)狀凸起。
17.根據(jù)權(quán)利要求15或16所述的環(huán)狀部，其特征在于，所述2Θ為47 49°。
18.根據(jù)權(quán)利要求15至17任一項所述的環(huán)狀部，其特征在于， 所述陶瓷材料以氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的結(jié)晶相為副相。
19.根據(jù)權(quán)利要求18所述的環(huán)狀部，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶體的使用CuKa線時的(200)面及(220)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 0=42.9 44.8°、62.3 65.2°。
20.根據(jù)權(quán)利要求19所述的環(huán)狀部，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶體的使用CuK a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°。
全文摘要
加熱裝置(1A)包括具有加熱半導體W的加熱面(9a)的基座部(9A)、設在加熱面(9a)的外側(cè)的環(huán)狀部(6A)。環(huán)狀部(6A)由以鎂、鋁、氧以及氮為主要成分的陶瓷材料構(gòu)成，該陶瓷材料以氮氧化鋁鎂相為主相，且使用CuKα線時的XRD波峰至少出現(xiàn)在2θ=47～50°。
文檔編號H01L21/31GK103201236SQ20118005135
公開日2013年7月10日 申請日期2011年10月11日 優(yōu)先權(quán)日2010年10月25日
發(fā)明者近藤暢之, 渡邊守道, 神藤明日美, 勝田祐司, 佐藤洋介, 磯田佳范 申請人:日本礙子株式會社