半导体制造装置用部件、其制法以及附带有轴的加热器的制作方法

本发明涉及半导体制造装置用部件、其制法以及附带有轴的加热器。

背景技术：

目前，已知一种包括具有电阻发热体的陶瓷制晶片保持部和支撑晶片保持部的支撑体的附带有轴的加热器。作为该附带有轴的加热器，提出了支撑体的热传导率比晶片保持部低的附带有轴的加热器(参见专利文献1)。具体而言，公开了将热传导率为80W/mK的AlN制支撑体或热传导率为4W/mK的多铝红柱石制支撑体玻璃粘接于热传导率为170W/mK的AlN制晶片保持部而得到的附带有轴的加热器。这些晶片保持部与支撑体的热膨胀系数差为0.1～0.5ppm/℃。关于该保持体，说明了：测定保持晶片的面整体的均热性，结果可以使其在±0.5％以内。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许第4311910号公报

技术实现要素：

但是，关于将热传导率为80W/mK的AlN制支撑体玻璃粘接于热传导率为170W/mK的AlN制晶片保持部而得到的附带有轴的加热器，很难说均热性足够高。另外，关于将热传导率为4W/mK的多铝红柱石制支撑体玻璃粘接于热传导率为170W/mK的AlN制晶片保持部而得到的附带有轴的加热器，虽然均热性优异，但多铝红柱石制支撑体的耐腐蚀性低构成问题。特别是多铝红柱石中所包含的硅成分对卤素气体的耐腐蚀性非常低，有可能在使用中发生蚀刻或者成为微粒的产生源。

本发明是用于解决以上课题的，其主要目的是提供一种在接合于氮化铝基部件时能够充分提高该氮化铝基部件的均热性且耐腐蚀性也优异的半导体制造装置用部件。

本发明的第一半导体制造装置用部件是接合于氮化铝基部件的半导体制造装置用部件，其中，

作为材料，使用以氮化铝和包含硅、铝、氧以及氮的氮化铝假多晶型为主要构成相的复合材料，

所述氮化铝假多晶型具有27R相及21R相中的至少一种周期结构，所述复合材料在室温下的热传导率为50W/mK以下。

该半导体制造装置用部件中所包含的氮化铝假多晶型为低热传导率的27R相和/或21R相，因此，在室温下的热传导率低至50W/mK以下。因此，能够抑制在将该半导体制造装置用部件接合于氮化铝基部件时氮化铝基部件的热逃逸至半导体制造装置用部件。因此，根据该半导体制造装置用部件，能够充分提高氮化铝基部件的均热性。或者，能够隔绝来自氮化铝基部件的热。进而，因为假多晶型的热膨胀系数接近于氮化铝基部件，所以复合材料的热膨胀系数也容易接近于氮化铝基部件。另外，该半导体制造装置用部件与多铝红柱石等含有大量硅成分的部件相比，耐腐蚀性优异。应予说明，所谓以氮化铝和氮化铝假多晶型为主要构成相，是指在自峰强度高的峰开始依次观察由XRD图谱所确认的构成相时，氮化铝及氮化铝假多晶型中的一者最高，另一者次之。另外，所谓周期结构，是指六方晶层状结构中的、包含Al的层或包含Al及Si的层、和、包含N的层或包含N及O的层以一定的顺序层叠。

本发明的第二半导体制造装置用部件是接合于氮化铝基部件的半导体制造装置用部件，其中，

作为材料，使用以氮化铝和包含硅、铝、氧以及氮的氮化铝假多晶型为主要构成相的复合材料，

所述氮化铝假多晶型的X射线衍射峰至少出现在2θ＝59.8～60.8°，所述复合材料的热传导率在室温下为50W/mK以下。

该半导体制造装置用部件具有X射线衍射峰至少出现在2θ＝59.8～60.8°的低热传导率的氮化铝假多晶型，在室温下的热传导率低至50W/mK以下。因此，能够抑制在将该半导体制造装置用部件接合于氮化铝基部件时氮化铝基部件的热逃逸至半导体制造装置用部件。因此，根据该半导体制造装置用部件，能够充分提高氮化铝基部件的均热性。或者，能够隔绝氮化铝基部件的热。进而，因为假多晶型的热膨胀系数接近于氮化铝基部件，所以复合材料的热膨胀系数也容易接近于氮化铝基部件。另外，该半导体制造装置用部件与多铝红柱石等含有大量硅成分的部件相比，耐腐蚀性优异。

应予说明，所谓假多晶型，是指具有以AlN(2H)的结晶结构为基础，在Al的一部分固溶有Si，且在N的一部分固溶有O的结构，且AlN的周期结构一点一点发生变化的材料组。该假多晶型从AlN多的一侧开始，存在27R相(SiAl₈O₂N₈)、21R相(SiAl₆O₂N₆)、12H相(SiAl₅O₂N₅)、15R相(SiAl₄O₂N₄)等。作为本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，只要在半导体制造装置中与氮化铝基部件接合即可，没有特别限定，例如可以举出：加热器、静电卡盘等的基座或平板等。另外，所谓氮化铝基部件，是以氮化铝为主成分(例如相对于整体的质量而言，铝和氮的合计为70质量％以上)的部件。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，优选在所述复合材料的氮化铝中固溶有硅及氧中的至少1种元素。这种情况下，能够减小氮化铝结晶自身的热传导率，还能够减少以复合相的形式引入的假多晶型的比例。如果该假多晶型的比例较少，则存在能够进一步减小复合材料的热膨胀系数与氮化铝的差异的优点。另外，关于卤素等离子体耐腐蚀性，假多晶型也要比氮化铝稍微差一些。因此，假多晶型的比例较少者能够获得更高的耐腐蚀性，所以非常理想。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，所述复合材料的Al、N、Si、O的质量比例在使Al、N、Si、O的总质量为100时优选为Al：N：Si：O＝59～63：29～34：1～5：2～8。如果各元素的质量比例在该范围内，则能够使半导体制造装置用部件的热传导率确实为50W/mK以下。所述复合材料的Al、N、Si、O的质量比例在使Al、N、Si、O的总质量为100时更优选为Al：N：Si：O＝59.6～62.7：29.9～33.1：1.5～4.5：2.7～7.1。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，优选所述复合材料含有稀土金属的氧化物及稀土金属的氮氧化物中的至少一者，在使除所述稀土金属元素以外的元素的总质量为100时，所述稀土金属元素的质量比例大于0且为3.0以下。这种情况下，由于含有稀土金属元素的成分促进复合材料的烧结，所以能够在常压下制作致密的复合材料。应予说明，无论有无稀土金属元素，都可以在热压、HIP等加压下进行烧结，得到致密的复合材料。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，所述复合材料在550℃下的热传导率优选为30W/mK以下。这种情况下，对于加热器用部件等高温下使用的部件而言，效果特别高。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，所述复合材料在40～1000℃下的热膨胀系数优选为5.5～6.0ppm/℃。这种情况下，由于与氮化铝的热膨胀系数的差变小，所以在接合于氮化铝基部件时因热膨胀系数的不匹配而产生的应力变小，能够维持接合状态良好。特别是对于加热器等重复进行加热和冷却这样的部件而言，能够得到不易产生裂纹等的部件。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，所述复合材料的开口气孔率优选为0.5％以下。这种情况下，能够加工部件的表面使其平滑，并且，能够使复合材料自身或与其它材料的接合部位附近的气体泄漏完全消失。进而，还能够防止因卤素气体等离子体的接触等而产生微粒。

关于本发明的第一及第二半导体制造装置用部件，所述复合材料的4点弯曲强度优选为250MPa以上。这种情况下，由于强度与现有的半导体制造装置中所使用的陶瓷部件相同或者在现有的半导体制造装置中所使用的陶瓷部件以上，所以作为结构用部件足够。

本发明的半导体制造装置用部件的制法如下：

按相对于氮化铝、氧化铝及氮化硅的合计质量，氮化铝为81～95质量％、氧化铝为3～13质量％、氮化硅为2～9质量％，将氮化铝、氧化铝及氮化硅混合，制成调合粉末，将该调合粉末成型而制成成型体，将该成型体于1750～1850℃进行烧成，由此得到上述的任意一种半导体制造装置用部件。

根据该制法，能够比较容易地制造上述的任意一种半导体制造装置用部件。例如采用常压烧成的情况下，可以在将调合粉末单轴加压成型、静水压加压成型、挤压成型或浇铸成型后，在烧成炉中，在不活泼性气氛(氮、氩等)下，于温度1750～1850℃对该成型体进行常压烧成。另外，采用热压烧成的情况下，可以通过单轴加压成型等将调合粉末制成成型体，将该成型体收纳于烧成用模具，在真空气氛下或不活泼性气氛下，于压制压力100～400kgf/cm²、温度1750～1850℃进行热压烧成。半导体制造装置用部件的形状复杂的情况下，优选采用常压烧成。调合粉末优选按相对于氮化铝、氧化铝及氮化硅的合计质量，氮化铝为81.4～94.2质量％、氧化铝为3.0～12.6质量％、氮化硅为2.8～8.2质量％进行混合。

关于本发明的半导体制造装置用部件的制法，可以在所述调合粉末中添加作为烧结助剂成分的稀土氧化物。作为稀土氧化物，可以举出：Y₂O₃、La₂O₃、CeO₂、Sm₂O₃、Eu₂O₃、Gd₂O₃、Dy₂O₃、Ho₂O₃、Er₂O₃、Yb₂O₃等，其中，优选Y₂O₃、Yb₂O₃。如果稀土氧化物的添加量过多，则复合材料的热膨胀系数升高，因此，其添加量优选相对于调合粉末整体的质量，为3质量％以下。

本发明的附带有轴的加热器包括：

轴，所述轴为上述的任意一种半导体制造装置用部件，和

晶片支撑加热器，所述晶片支撑加热器接合于所述轴，且使用氮化铝基材料作为材料。

根据该附带有轴的加热器，能够充分提高晶片支撑加热器的均热性。另外，利用轴部的低热传导率，能够使轴自身缩短，能够减小附带有轴的加热器。进而，耐腐蚀性也优异。

关于本发明的附带有轴的加热器，所述轴与所述晶片支撑加热器在40～1000℃下的热膨胀系数差优选为0.3ppm/℃以下。这种情况下，接合部不会产生热应力，或者，即便产生也很微小，因此，能够抑制在重复加热和冷却的使用下产生裂纹。

关于本发明的附带有轴的加热器，将所述轴和所述晶片支撑加热器接合的接合层优选包含氮化铝、尖晶石以及稀土氟氧化物。作为稀土氟氧化物，优选YOF、LaOF、CeOF、NdOF、TbOF、YbOF、LuOF等，特别优选YOF、YbOF。

附图说明

图1是附带有轴的加热器10的截面图。

图2是筒状轴30的立体图。

图3是表示实验例1的烧结体材料的XRD图谱的图表。

图4是表示实验例2的烧结体材料的XRD图谱的图表。

图5是表示实验例3的烧结体材料的XRD图谱的图表。

图6是表示实验例5的烧结体材料的XRD图谱的图表。

图7是表示实验例11的烧结体材料的XRD图谱的图表。

图8是表示实验例18的烧结体材料的XRD图谱的图表。

图9是实验例7的烧结体材料的EPMA图像。

图10是实验例7的烧结体材料的EPMA图像。

图11是层叠结构体的立体图。

符号说明

10附带有轴的加热器、20晶片支撑加热器、22电阻发热体、22a一端、22b另一端、23平板电极、24第一孔、26第二孔、30筒状轴、32台阶、34大径部、34a凸缘、36小径部、36a凸缘、38供电棒、40接合层。

具体实施方式

以下，对本发明的优选实施方式进行说明。图1是本实施方式的附带有轴的加热器10的截面图，图2是筒状轴30的立体图。

附带有轴的加热器10用于对实施等离子体CVD工序等加热处理的晶片进行加热，设置在未图示的真空室内。该附带有轴的加热器10包括能够载置晶片且埋设有电阻发热体22的晶片支撑加热器20和接合于该晶片支撑加热器20的背面的筒状轴30。

晶片支撑加热器20为氮化铝制的圆板部件(氮化铝基部件)。晶片支撑加热器20之一例是在氮化铝粉末中添加烧结助剂三氧化二钇进行烧结而得到的，在室温下的热传导率为150W/mK以上，在550℃下的热传导率为80W/mK以上，热膨胀系数为5.7ppm/℃。该晶片支撑加热器20埋设有作为电阻发热体22的钼电阻发热体。另外，在晶片支撑加热器20的背面的中央附近开有第一孔24和第二孔26。电阻发热体22自位于晶片支撑加热器20的大致中央的一端22a开始，以所谓的一笔画的要领在晶片支撑加热器20的大致整面上布线，之后，到达位于晶片支撑加热器20的大致中央的另一端22b。该电阻发热体22的一端22a及另一端22b分别从晶片支撑加热器20的第一孔24及第二孔26暴露到外部。应予说明，还在晶片支撑加热器20中埋设有作为高频电极的平板电极23。

筒状轴30是使用以氮化铝和氮化铝假多晶型为主要构成相的复合材料作为材料的半导体制造装置用部件。氮化铝假多晶型包含硅、铝、氧以及氮，且具有27R相及21R相中的至少一种周期结构。或者，氮化铝假多晶型的X射线衍射峰至少出现在2θ＝59.8～60.8°。复合材料在室温下的热传导率优选为50W/mK以下，更优选为40W/mK以下。复合材料在工作温度(550℃)下的热传导率优选为30W/mK以下，更优选为25W/mK以下，进一步优选为20W/mK以下。优选在复合材料的氮化铝中固溶有硅及氧中的至少1种元素。复合材料的Al、N、Si、O的质量比例优选为Al：N：Si：O＝59～63：29～34：1～5：2～8，更优选为Al：N：Si：O＝59.6～62.7：29.9～33.1：1.5～4.5：2.7～7.1。关于复合材料，在40～1000℃下的热膨胀系数(CTE)优选为5.5～6.0ppm/℃，开口气孔率优选为0.5％以下，4点弯曲强度优选为250MPa以上。复合材料可以含有稀土金属的氧化物及稀土金属的氮氧化物中的至少一者。这种情况下，在使除稀土金属元素以外的元素的总质量为100时，稀土金属元素的质量比例优选大于0且为3.0以下。筒状轴30与晶片支撑加热器20在40～1000℃下的热膨胀系数差优选为0.3ppm/℃以下。

该筒状轴30在中途具有台阶32，以台阶32为界，晶片支撑加热器20侧为大径部34，与晶片支撑加热器20相反侧为小径部36。在大径部34的端部及小径部36的端部分别形成有凸缘34a、36a。并且，筒状轴30的大径部34的端部接合于晶片支撑加热器20的背面。在筒状轴30的内部空间中沿着轴向设置有分别接合于电阻发热体22的一端22a及另一端22b的供电棒38、38。借助该供电棒38、38向晶片支撑加热器20的电阻发热体22供电。

以下，对筒状轴30的制法之一例进行说明。此处，由于筒状轴30的形状如图2所示稍微复杂，所以示出采用常压烧成的例子。首先，按相对于氮化铝、氧化铝及氮化硅的合计质量，氮化铝为81～95质量％、氧化铝为3～13质量％、氮化硅为2～9质量％，将氮化铝、氧化铝及氮化硅混合，制成调合粉末。优选按氮化铝为81.4～94.2质量％、氧化铝为3.0～12.6质量％、氮化硅为2.8～8.2质量％进行混合而制成调合粉末。接下来，将该调合粉末填充到模具中，使用冷等静压(CIP)制成筒状的成型体。将这样得到的轴的成型体使用常压烧成炉于1750～1850℃进行烧成，由此，得到筒状轴30。应予说明，可以在调合粉末中添加作为烧结助剂成分的稀土氧化物(例如Y₂O₃、Yb₂O₃等)。稀土氧化物的添加量优选相对于调合粉末整体的质量，为3质量％以下。另外，根据需要通过加工来制成具有期望的形状的筒状轴。

筒状轴30经由接合层40接合于晶片支撑加热器20。晶片支撑加热器20与筒状轴30的接合例如如下进行。作为氮化铝原料，使用氮化铝粉末(粒径0.8μm、含氧量4.8质量％)。并且，按合计为100质量％称量氮化铝原料50～90质量％、市场上销售的氟化镁(纯度99.9％以上)10～50质量％，使用氧化铝研钵进行混合，得到接合材料组合物。使丙烯酸系树脂溶解于松油醇，制成45质量％溶液，将该溶液作为粘合剂，相对于接合材料组合物以30％的质量比加入，用氧化铝研钵混合，由此，得到接合材料糊。将接合材料糊涂布于晶片支撑加热器20的接合面及筒状轴30的接合面中的至少一者，干燥，使接合材料糊中的溶剂挥发，由此，使接合材料组合物固定于接合面。然后，将晶片支撑加热器20的接合面和筒状轴30的接合面重叠在一起，在氮气中，于接合温度(最高温度)1400℃保持2小时。此时，自与接合面垂直的方向，向两者紧贴的方向加压。由此，筒状轴30经由接合层40接合于晶片支撑加热器20。接合层40的结晶相中包含有AlN、MgAl₂O₄(尖晶石)以及YOF(稀土氟氧化物)。推测：MgAl₂O₄或YOF中所包含的O元素源自于氮化铝原料中的O元素及作为烧结助剂所添加的Y₂O₃，YOF中所包含的Y元素源自于作为烧结助剂所添加的Y₂O₃。

此处，通过模拟求出使筒状轴30的热传导率发生变化时来自附带有轴的加热器10的筒状轴30的放热量。以筒状轴30在室温下的热传导率为80W/mK、在工作温度(550℃)下的热传导率为50W/mK的情形为比较对象。使筒状轴30在室温下的热传导率为40W/mK，在550℃下的热传导率为30W/mK的情况下，与比较对象相比，放热量降低至70％。使筒状轴30在室温下的热传导率为40W/mK，在工作温度亦即550℃下的热传导率为25W/mK的情况下，与比较对象相比，放热量降低至65％。使筒状轴30在室温下的热传导率为40W/mK，在工作温度亦即550℃下的热传导率为20W/mK的情况下，与比较对象相比，放热量降低至60％。由于来自筒状轴30的放热量比比较对象少，所以能够防止热从晶片支撑加热器20中的与筒状轴30的接合部分逃逸而使该部分成为冷点，结果，与比较对象相比，晶片支撑加热器20的均热性也有所提高。

根据以上说明的本实施方式，由于筒状轴30的热传导率低，所以能够抑制氮化铝基部件亦即晶片支撑加热器20的热逃逸至筒状轴30。因此，能够充分提高晶片支撑加热器20的均热性。另外，由于与专利文献1中所使用的多铝红柱石相比Si的含量较少，所以耐腐蚀性也优异。

应予说明，本发明不会受上述的实施方式任何限定，当然只要属于本发明的技术范围就能够以各种方案进行实施。

例如上述的实施方式中，作为本发明的半导体制造装置用部件之一例，举出了接合于晶片支撑加热器20的筒状轴30，但并不特别限定于此，只要是接合于氮化铝基部件的半导体制造装置用部件即可。

上述的实施方式中，经由包含AlN、尖晶石以及YOF的接合层40将晶片支撑加热器20和筒状轴30接合，但并不特别限定于此，例如可以利用焊料进行接合，还可以利用直接接合进行接合。

实施例

I.实验例1－21

实验例5－20相当于本发明的实施例，实验例1－4、21相当于比较例。应予说明，以下的实施例并不对本发明做任何限定。

1.制造条件

(原料)

AlN原料使用市场上销售的高纯度微粒粉末(含氧量0.9％、除氧以外的杂质成分含量0.1％以下、平均粒径1.1μm)。Al₂O₃原料使用市场上销售的高纯度微粒粉末(纯度99.99％以上、平均粒径0.5μm)。Si₃N₄原料使用市场上销售的高纯度微粒粉末(含氧量1.3％、除氧以外的杂质成分含量0.1％以下、平均粒径0.6μm)。Y₂O₃原料使用市场上销售的高纯度微粒粉末(纯度99.9％以上、平均粒径1μm)。

(调合)

按表1所示的原料组成的比例称量AlN原料、Al₂O₃原料以及Si₃N₄原料(根据情况还使用Y₂O₃)，使用尼龙制的罐、的铁芯尼龙球石，以醇为溶剂，进行4小时湿式混合。混合后，取出浆料，在氮气流中，于110℃进行干燥。然后，过30目的筛子，制成调合粉末。

(成型)

将调合粉末以100kgf/cm²的压力进行单轴加压成型，制作厚度20mm左右的圆柱状的成型体。然后，以2.5ton/cm²的压力进行冷等静压。应予说明，使用圆柱状的成型体制作材料来代替筒状的轴，从而评价各种特性。

(烧成)

将成型体放入BN制的坩埚(烧成容器)，用由碳制的加热器构成的气氛烧成炉以表1所示的烧成温度(最高温度)及烧成温度下的保持时间进行烧成。应予说明，自室温至900℃为真空，达到900℃后，引入氮，于最高温度进行规定时间的烧成后，冷却至1400℃，结束烧成。使氮的压力为1.5个大气压，升温降温速度为100～300℃/小时。

表1

*上行的数值表示各化合物相对于AlN、Al₂O₃、Si₃N₄及Y₂O₃的总质量的质量％，

下行的数值表示各化合物相对于AlN、Al₂O₃及Si₃N₄的合计质量的质量％。

2.基本特性的测定

对于得到的各实验例的烧结体，制作各种试验片，测定以下的基本特性。将其结果示于表2及表3。

(开口气孔率及体积密度)

以纯水为介质，利用阿基米德法进行测定。

(4点弯曲强度)

依据JIS－R1601求出。

(线性热膨胀系数)

使用Rigaku(株)制的热机械分析装置TMA8310，在氩气氛中、升温速度20℃/分的条件下测定直至1000℃的热膨胀曲线，计算40～1000℃的平均线性热膨胀系数(CTE)。使用氧化铝为标准试样。表2及表3中，△CTE表示各实验例中得到的烧结体的CTE与氮化铝基部件(此处为实验例1的烧结体)的CTE的差值。

(热传导率(TC))

利用差示扫描量热法(DSC)测定比热，并利用激光闪光法测定热扩散率，通过热传导率(TC)＝比热×热扩散率×体积密度的计算式来计算热传导率。在室温及550℃下分别计算TC。

(构成相的鉴定)

将复合材料用研钵粉碎，添加内标物(Si)，混合，制成粉末，利用X射线衍射装置对该粉末的结晶相进行鉴定。测定条件为CuKα、40kV、40mA、2θ＝5～70°，使用封闭管式X射线衍射装置(Bruker AXS制D8ADVANCE)。

(构成元素比率)

Al、Y：将烧结体粉碎后，熔解，酸分解而溶液化，之后，利用螯合滴定法或者高频电感耦合等离子体发光分光分析法进行定量。

Si：将烧结体粉碎后，利用重量法进行定量(依据JIS R 1616)。应予说明，含量少的情况下，与Al、Y同样地利用高频电感耦合等离子体发光分光分析法进行测定。

N：将烧结体粗粉碎后，利用不活泼性气体熔解－热传导率法进行定量。

O：将烧结体粗粉碎后，利用不活泼性气体熔解－非分散型红外线吸收法进行定量。

表2

表3

3.评价

(实验例1)

实验例1的烧结体材料是在AlN中添加作为烧结助剂的Y₂O₃并烧成得到的材料，由AlN、Al₂Y₄O₉(YAM)、YAlO₃(YAL)构成。调合粉末中不包含Al₂O₃、Si₃N₄的情况下，没有生成假多晶型，AlN中固溶的Si、O较少，因此，热传导率升高。将实验例1的烧结体材料的XRD图谱示于图3。图中的*源自于作为用于烧结体的XRD测定的内标物添加的Si。

(实验例2)

实验例2的烧结体材料是在AlN中添加Si₃N₄和Y₂O₃并烧成得到的材料，由AlN、Y₂Si₃O₃N₄和微量的作为假多晶型的27R相构成。但是，由于调合粉末中没有添加Al₂O₃，所以没有生成足够量的假多晶型，虽然Si、O也固溶到AlN中，但是程度轻微，因此，热传导率的降低不充分。将实验例2的烧结体材料的XRD图谱示于图4。

(实验例3)

实验例3的烧结体材料是在AlN中添加Al₂O₃并烧成得到的材料，由AlN、Al₅O₆N构成。由于调合粉末中没有添加Y₂O₃而使得烧结性差，所以是以热压(20MPa)制作的材料。由于该材料中没有添加Si₃N₄成分，所以没有生成假多晶型，Si、O在AlN中的固溶也较少，因此，热传导率的降低不充分。将实验例3的烧结体材料的XRD图谱示于图5。

(实验例4)

实验例4的烧结体材料是在AlN中添加Al₂O₃、Si₃N₄及Y₂O₃并烧成得到的材料，由AlN、Al₅Y₃O₁₂(YAG)以及27R相构成。关于本材料，考察发现：调合粉末中的Si₃N₄、Al₂O₃的质量％较低，假多晶型的生成量较少，并且，Si、O在AlN中的固溶不充分，导致热传导率的降低也不充分。

(实验例5～20)

关于实验例5～20的烧结体材料，作为构成相，除包含AlN以外，还包含27R相及21R相中的至少一种假多晶型。亦即，具有27R相及21R相中的至少一种周期结构。另外，在2θ＝59.8～60.8°处观察到X射线衍射峰。关于实验例5、7～9、11～15、18～20，由于原料中添加了Y₂O₃，所以作为构成相还包含YAG。应予说明，关于实验例6、10、16、17，由于没有在原料中添加Y₂O₃，所以是以热压(20MPa)进行烧结得到的材料。关于实验例5～20，考察发现：调合粉末中的AlN、Al₂O₃、Si₃N₄的质量比例适当，得到的烧结体材料中的Al、Si、N、O的质量比例也适当，所以假多晶型的生成和Si、O在AlN中的固溶适量，热传导率充分降低。另外，由于与专利文献1中所使用的多铝红柱石相比Si含量较少，所以对卤素气体等的耐腐蚀性优异。

作为代表例，将实验例5、11、18的烧结体材料的XRD图谱示于图6～8。由图6～8观察到：这些实验例的烧结体材料均包含AlN、27R相、YAG作为构成相，进而，图7、8中，还包含21R相。另外，在2θ＝59.8～60.8°处观察到X射线衍射峰。按实验例5、11、18的顺序，调合粉末中的AlN的质量％降低，Al₂O₃和Si₃N₄的质量％升高，烧结体材料中的O、Si的质量％也依次升高。观察烧结体材料的XRD图谱可知：AlN的峰强度及假多晶型的峰强度随着调合粉末中的AlN的质量％或烧结体材料中的O、Si的质量％而发生变化。亦即，由XRD图谱的峰强度的关系推测：实验例5的材料中，AlN为主相，实验例11的材料中，假多晶型的比例增加，实验例18的材料中，与AlN相比，假多晶型成为主相。Si、O的构成元素比率越高，这些材料各自的热传导率越低，由此，考察发现：假多晶型相的含量及Si、O在AlN中的固溶量越多的材料，热传导率越低。另外，这些实验例5～20的材料的热膨胀系数可控制在5.5～6.0ppm/℃，与如实验例1所示的那样的高热传导率的氮化铝材料(5.7ppm/℃)的热膨胀系数差在0.3ppm/℃以下，非常小。进而，这些材料均具有250MPa以上的弯曲强度，是作为半导体制造装置用部件充分耐受其构成的特性。亦即，这些材料可以说是热膨胀系数相对于高热传导率的氮化铝材料的适配度非常高，且具有足够的强度的低热传导材料。

图9是实验例7的烧结体材料的EPMA图像。图9中，为了方便，将表示浓度的彩色标尺(color scale)用黑白表示，但是，实际上，最高浓度的情形下，用红色表示，自此随着浓度降低而按橙色、黄色、黄绿色、淡蓝色、蓝色、藏青色的顺序赋予颜色，最低浓度的情形下，用黑色表示。图9(a)示出了整体的元素分布。图9(b)示出了N的分布，灰色的浓淡像素像点画一样分散在整体中，但是，实际上是蓝色和黄绿色的像素分散在整体中。图9(c)示出了O的分布，看上去好像是黑色的部分实际上是藏青色或黑色，存在AlN，稍微明亮的灰色的柱状部分实际上是淡蓝色，存在假多晶型(27R相)。柱状部分中更明亮的灰色实际上是黄绿色至黄色，其中也散布有红色，存在YAG。图9(d)示出了Al的分布，是整体上明亮的灰色，但是，实际上黄绿色、黄色、红色分散在整体中，可知整体上存在Al。红色的部分是AlN。图9(e)示出了Si的分布，看上去好像是黑色的部分实际上是藏青色或黑色，是Si较少的部分，明亮的灰色的柱状部分实际上是黄绿色至黄色，存在假多晶型(27R相)。图9(f)示出了Y的分布，看上去好像是黑色的部分实际上是藏青色至黑色，明亮的灰色的点状部分实际上是黄绿色(一部分为红色)，存在YAG。暗灰色的部分与AlN基体中的假多晶型的27R相生成为柱状的部分一致，暗示Y除YAG的部分以外，一部分固溶到27R相中。

图9(c)、图9(e)中，无法充分判断AlN基体中是否固溶有O或Si。因此，图10(c’)和图10(e’)是以已知低浓度的方式变更了彩色标尺的浓度范围。图10(c’)中，AlN基体的部分是明亮的灰色，但是，实际上是蓝色及黄绿色、黄色，可知存在O。图10(e’)中，AlN基体的部分也是明亮的灰色，但是，实际上是蓝色及黄绿色、黄色，可知存在Si。由这些图像可知：实验例7的烧结体材料的AlN中固溶有O及Si。认为AlN部的热传导率因O或Si的固溶而降低，可以说与27R相等热传导率低的晶界相的复合化一起有助于实验例7的烧结体材料的低热传导率。特别是降低AlN部的热传导率对于将热膨胀系数维持在与AlN相同程度非常重要，因此，能够通过该固溶来减少AlN以外的低热传导率的相的引入量。

(实验例21)

实验例21的烧结体材料是进一步提高了调合粉末中的Al₂O₃、Si₃N₄的质量％的材料，由21R相、12H相构成。关于该实验例21，由于原料中没有添加Y₂O₃，所以以热压(20MPa)进行烧结。关于本材料，由于构成相中不包含AlN，所以热传导率足够低，但是，热膨胀系数增加，成为6.1ppm/℃，与氮化铝的热膨胀系数差为0.4ppm/℃。

4.耐腐蚀性

准备相当于本发明的实施例的实验例11的试验片、相当于比较例的实验例1的试验片(氮化铝制的试验片)、以及多铝红柱石制的试验片。作为试验片，使用：准备15mm×15mm×2mm的柱状体并通过研磨将该柱状体的一个15mm×15mm的表面加工成镜面状而得到的试验片。多铝红柱石制的试验片是：将市场上销售的多铝红柱石粉末(纯度99.9％以上)成型为直径50mm、厚度20mm左右，使用热压炉，以压制压力200kgf/cm²、1600℃，在Ar气氛下，进行5小时烧结，从得到的烧结体上切下来的试验片。该多铝红柱石制的试验片的体积密度为3.15g/cm³，开口气孔率为0.01％以下，充分致密化。

耐腐蚀性试验按以下的步骤进行。首先，将试验片的经过镜面加工的表面的一部分用氧化铝烧结材料覆盖并使剩余部分暴露出来。接下来，使用Ar气作为稀释气体，使用NF₃作为卤素气体，将该试验片在试验温度550℃、气压0.1Torr下暴露5小时。然后，测定暴露在卤素气体中的表面与用氧化铝覆盖且未暴露出来的表面的阶差，视为蚀刻量。

结果，实验例11的试验片和实验例1的试验片没有显著的阶差，蚀刻量为零，而多铝红柱石制的试验片发现0.2μm的阶差，并发现耐腐蚀性有较大差异。即，相当于本发明的实施例的实验例11的试验片的卤素气体耐腐蚀性与多铝红柱石相比足够高，且与氮化铝材料同等，因此，能够确认作为半导体制造装置用部件，具有较高的适应性。

II.实验例22～25

实验例22中，将由实验例1的氮化铝烧结体构成的第一结构体和由实验例11的烧结体构成的第二结构体分别加工成厚度10mm，将氮化铝(AlN)、氟化镁(MgF₂)、氧化铝(Al₂O₃)按67.3质量％、19.0质量％、4.7质量％的比例混合，得到粉末，将该粉末与溶剂、有机粘合剂按任意的比例混合，得到糊，将该糊涂布在一个结构体上，进行干燥，然后，层叠另一个结构体，收纳于石墨模具，于1430℃进行5小时热压烧成(载荷60kgf/cm²)，得到层叠结构体。将该层叠结构体的立体图示于图11。实验例23中，使用实验例18的烧结体作为第二结构体，实验例24中，使用实验例21的烧结体作为第二结构体，实验例25中，使用实验例9的烧结体作为第二结构体，除此以外，与实验例22同样地进行而得到层叠结构体。

实验例22～25中得到的层叠结构体在外观上没有确认到裂纹等，良好地接合。但是，对各层叠结构体与接合面垂直地进行切断加工，结果，在实验例22、23、25的层叠结构体中没有确认到裂纹，而实验例24的层叠结构体中在第一结构体的端部确认到裂纹(参见表4)。实验例22、23、25的层叠结构体中第一结构体与第二结构体的热膨胀系数差(ΔCTE)为0.3ppm/℃以下，而实验例24中热膨胀系数差高达0.4ppm/℃，因此，认为在接合时产生热应力，在切断加工时因应力被释放而产生裂纹。亦即，可以说为了得到稳定性、可靠性更高的接合体，优选两个结构体的热膨胀系数差在0.3ppm/℃以下。应予说明，实验例22、23、25相当于本发明的实施例，实验例24相当于比较例。

表4

本申请以2015年10月30日所申请的日本国专利申请第2015－214956号及2016年9月28日所申请的日本国专利申请第2016－189843号作为主张优先权的基础，通过引用，将其全部内容包含在本说明书中。