加热装置的制作方法

专利名称：加热装置的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种加热半导体的装置。
背景技术：
在半导体制造中使用于干法工艺和等离子体涂层等的半导体制造装置中，作为蚀刻用和清洗用，使用的是反应性高的F、Cl等的卤素系等离子体。因此，安装于这种半导体制造装置的构件要求有高耐腐蚀性，一般使用实施过氧化铝膜处理的铝或哈司特镍合金等的高耐腐蚀金属或陶瓷构件。特别是支撑固定Si晶片的静电卡盘材料和加热器材料，由于必须有高耐腐蚀和低发尘性，使用的是氮化铝、氧化铝、蓝宝石等的高耐腐蚀陶瓷构件。由于这些材料会随着长时间使用而逐渐腐蚀，引起发尘，因此要求有更高耐腐蚀性的材料。为应对这种要求，有人研究了作为材料使用比氧化铝等更耐腐蚀的氧化镁或尖晶石(MgAl2O4)及它们的复合材料(例如专利文献1:专利第3559426号公报)。并且，已知一种用于加热晶片的陶瓷加热器。在这种陶瓷加热器中，要求加热器的均热性以能够均匀地加热晶片。例如，专利文献2 (特开平8-73280)公开了一种将电阻发热体埋设到氮化铝质陶瓷板中，并将氮化铝质的柄接合到板上的陶瓷加热器。在专利文献3 (特开2003-288975号公报)中，在带柄的加热器中，通过进一步地使电阻发热体中的金属碳化物的量减少，来减少电阻发热体各处的碳化物量的偏差并使加热面的温度分布变小。在基座上载置半导体晶片进行成膜的情况下，特别地半导体晶片的外周部处需要成膜均匀性。作为在半导体制造装置内保持Si晶片并进一步进行加温的构件，如上所述的AlN (氮化铝)制的陶瓷加热器作为现有技术被广泛使用。并且，作为等离子体刻蚀装置已知一种例如在真空处理箱内配置有兼作载置有基板的载置台的下部电极以及与该下部电极相对地配置的上部电极，向下部电极供给高频功率使其产生处理气体的等离子体的构成。并且还公开了:在这样构成的等离子体刻蚀装置中，为了提高基板的处理的面内均匀性，在下部电极上，包围基板的周围地设置聚焦环的构成(专利文献4:特开2011-71464，专利文献5:特开2011-108816，专利文献6:特开2004-311837)。进一步地还已知在聚焦环的内部设有感应发热部，通过由设在真空处理箱内的感应线圈产生的磁场来感应加热聚焦环。

发明内容
然而，在上述的技术中，半导体晶片外周部的膜厚容易变得不均匀，且，通过由腐蚀性气体进行的清洗腐蚀由AlN构成的基座表面，加热器表面的形状或粗糙度发生变化，由此，随着使用时间的变长晶片外周部的成膜量发生变化，无法保持成膜均匀性。对于聚焦环也有一样的问题。本发明的课题，在半导体的成膜所采 用的陶瓷加热装置中，改善晶片外周部的成膜均匀性，在卤素系腐蚀气体及其等离子体气氛下使用时也能长时间内保持半导体外周部的成膜均匀性。
本发明作为包括具有加热半导体的加热面的基座部与设在加热面的外周的环状部的加热装置，其中，环状部由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuK α线时的XRD波峰至少出现在2 Θ =47 50°。并且，本发明作为设置在具有加热半导体的加热面的基座上的环状部，其中，环状部由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuK α线时的XRD波峰至少出现在2 Θ =47 50°。根据本发明，通过设有由上述陶瓷材料构成的环状部，能够使半导体的边缘以及其周边的等离子体的生成状态稳定化，并能够改善成膜均匀性。与此同时，上述陶瓷材料以氮氧化铝镁相作为主相，与氮化铝相比，对卤素系气体等的腐蚀性强的气体的耐腐蚀性优良。当通过该陶瓷材料形成基座的环状部时，即使在腐蚀气氛下长时间使用，也不易产生由腐蚀导致的表面状态的变化，其结果，可以在长时期内观察到良好的晶片上的温度均匀性。


图1是实验例I的XRD解析图表。图2是实验例1、4的EPMA元素分布图。图3是实验例7的XRD解析图表。图4是实验例10的XRD解析图表。图5是概略地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置IA的图。图6是概略地示出本 发明的实施方式所涉及的加热装置IB的图。图7是概略地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置IC的图。图8是示意地示出本发明的实施方式所涉及的加热装置IB上的等离子体的状态的图。图9是概略地示出参考例的加热装置11的图。
具体实施例方式以下，对本发明采用的新的陶瓷材料进行说明，然后对加热装置的构成进行说明。[陶瓷材料]本发明者专心研究了通过使氧化镁、氧化铝与氮化铝的混合粉末成型后进行热压烧成而得到的陶瓷材料的耐腐蚀性，发现以在特定位置具有XRD波峰的氮氧化铝镁为主相的陶瓷材料显示出非常高的耐腐蚀性。即，本发明的陶瓷材料作为以镁、铝、氧及氮为主要成分的陶瓷材料，主相为使用CuK α线时的XRD波峰至少出现在2 Θ =47 50°的氮氧化铝镁相。本发明的陶瓷材料的耐腐蚀性与尖晶石相同或高于它。因此，本发明的基座能够长时期抵抗在半导体制造工艺中使用的反应性高的F、Cl等卤素系等离子体，能够降低来自该构件的发尘量。另外，即使在腐蚀气氛下长时间使用，也不易产生由腐蚀导致的表面状态的变化，其结果，在长时期内观察到良好的晶片上的温度均匀性。本发明的陶瓷材料，是以镁、铝、氧及氮为主要成分的陶瓷材料，主相为使用CuKa线时的XRD波峰至少出现在2 Θ =47 50°的氮氧化铝镁相。该氮氧化铝镁对卤素系等离子体的耐腐蚀性与尖晶石相同或更高，因此可认为以该氮氧化物为主相的本发明的陶瓷材料的耐腐蚀性也变高。此外，该氮氧化铝镁也可以具有与尖晶石相同的耐腐蚀性并且线热膨胀系数低于尖晶石。本发明的陶瓷材料，作为副相可以含有在氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相。由于该MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性也较高，因此作为副相也没有问题。该MgO-AlN固溶体的使用CuK α线时的(200)面及(220)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 Θ =42.9 44.8°、62.3 65.2°，此外，(111)面的XRD波峰也可出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 Θ =36.9 39°。由于(111)面的波峰有时难以与其他结晶相的波峰区别，因此也可以是仅(200)面及(220)面的XRD波峰出现在上述范围。同样地，(200 )面或(220 )面的波峰有时也难以与其他结晶相的波峰区别。本发明的陶瓷材料为了得到与尖晶石相同或更高的耐腐蚀性，由于当包含AlN结晶相作为副相时，耐腐蚀性有降低的倾向，因而，优选AlN结晶相为少量，更加优选不包含有它。并且，尖晶石由于耐腐蚀性比氧化铝或AlN结晶高，因而，也可含有少量。但，尖晶石由于耐腐蚀性比本发明的氮氧化铝镁相以及MgO-AlN固溶体差，因而，优选其为较少量。另一方面，为了具有与尖晶石相同的耐腐蚀性并且使线热膨胀系数降低，也可以含有少量尖晶石或AlN结晶相。本发明的陶瓷材料，为了得到与尖晶石相同或更高的耐腐蚀性，原料粉末中的镁/铝的摩尔比优选在0.20以上2以下，镁/铝的摩尔比更加优选在0.75以上2以下。当镁/铝的摩尔比不足0.20，氮化铝、尖晶石、氧化铝中某个或某些的生成量变多，恐怕会丧失高耐腐蚀的特征。镁/铝的摩尔比超过2的话，MgO-AlN固溶体容易成为主相。另一方面，为了保持与尖晶石相同的耐腐蚀性并且降低线热膨胀系数，优选原料粉末中的镁/铝的摩尔比在0.05以上1.5以下，更加优选镁/铝的摩尔比在0.1以上I以下。本发明的陶瓷材料中，开口孔隙率优选在5%以下。此处，开口孔隙率是根据以纯水为媒质的阿基米德法测定 的值。开口孔隙率超过5%的话，可能出现强度下降或材料自身脱粒而容易发尘，而且在材料加工时等容易出现气孔内发尘成分堆积，因此不优选。此外，开口孔隙率优选尽可能接近零。因此，不存在特别的下限值。本发明的陶瓷材料中，构成主相的氮氧化铝镁的40 1000°C的线热膨胀系数为6 7ppm/K。因此,通过改变副相成分的MgO-AlN固溶体(12 4ppm/K)、尖晶石(8 9ppm/K)和氮化铝(5 6ppm/K)的比率，可在维持高耐腐蚀性的同时将线热膨胀系数控制在5.5 10ppm/K。但是，由于尖晶石和氮化铝较氮氧化铝镁和MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性低，优选为较少。通过这种热膨胀的调整，可与氧化铝、氧化钇及氮化铝等用于半导体制造装置构件的材料的热膨胀配合，或减小热膨胀差。通过这样，可使本发明的陶瓷材料与传统材料的层叠和贴合成为可能。这样的话，可以仅将表面(第I构造体)作为本发明的具有高耐腐蚀性的陶瓷材料，下部(第2构造体)基材可使用传统材料。特别是在一体烧成中这种层叠结构及热膨胀调整是有效的。其中，通过第2构造体的基材使用以氮化铝为主体的材料，可维持高热传导，容易保持均匀的高耐腐蚀的陶瓷材料的表面温度。这种结构特别在加热器内置型半导体制造装置中是有效的。本发明的陶瓷材料，可用于具有使用了上述陶瓷材料的第I构造体和主相为氮化铝、氧化钇及氧化铝中至少I种的第2构造体的层叠体。此外，也可具有该第I构造体与第2构造体层叠或接合的结构。这样的话，通过耐腐蚀性高的第I构造体和具有与第I构造体不同特性(例如传热性和机械强度等)的第2构造体，除了耐腐蚀性，还可进一步提高其他特性。此处，第I构造体可以是由上述陶瓷材料形成的薄膜、板状体或层状体。此外，第2构造体可以是主相为氮化铝、氧化钇及氧化铝的薄膜、板状体或层状体。此外，接合可按任意形态进行，例如可通过烧结接合，也可通过粘结剂接合。此时，本发明的层叠体，第I构造体与第2构造体可介由中间层接合。这样的话，通过中间层，可以进一步抑制例如热膨胀率差异造成的第I构造体与第2构造体的剥离等。该中间层可以是具有第I构造体与第2构造体的中间性质的层。该中间层例如可以是混合了第I构造体的主相与第2构造体的主相的层。此外，该中间层可以包括所含成分或成分比不同的多个层。这样的话，可以具有梯度材料的特性。此外，第I构造体与第2构造体的线热膨胀系数差在0.3ppm/K。第I构造体与第2构造体可以直接接合。这样的话，由于第I构造体与第2构造体的线热膨胀系数差小，因此将两构造体高温接合(例如通过烧结接合)时和该层叠体重复在高温-低温下使用时，无须担忧产生裂纹和剥离。[陶瓷材料的制造]本发明的陶瓷材料，可将氧化镁、氧化铝和氮化铝的混合粉末在成型后烧成而制造。例如，为得到与尖晶石相同或更高的耐腐蚀性，可将混合了 15质量％以上66.2质量％以下的氧化镁、63质量％以下的氧化铝、57.7质量％以下的氮化铝的粉末成型后烧成。进一步地，也可将混合了 37质量％以上66.2质量％以下的氧化镁、63质量％以下的氧化铝、57.7质量％以下的氮化铝的粉末成型后烧成。另一方面，为了保持与尖晶石相同的耐腐蚀性并且降低线热膨胀系数、提高温度均匀性，也可将混合了 5质量％以上60质量％以下的氧化镁、60质量％以下的氧化铝、90质量％以下的氮化铝的粉末成型后烧成。此外，烧成温度优选在1750°C以上。烧成温度不足1750°C的话，可能无法得到目标的氮氧化铝镁，因此不优选。此外，烧成温度的上 限并无特别限定，但例如可以为1850°C或1900°C。此外，烧成优选采用热压烧成，热压烧成时的加压压力优选设定为50 300kgf/cm2。烧成时的气氛优选不会影响氧化物原料烧成的气氛，优选例如氮气气氛、氩气气氛、氦气气氛等惰性气氛。成型时的压力没有特别限制，适当设定为可以保持形状的压力即可。[加热装置]本发明的加热装置包括具有加热半导体的加热面的基座部与设在加热面的外周的环状部，环状部由上述的陶瓷材料构成的。以下，参照适当的附图进行叙述。第5 8图为本发明的实施方式所涉及的加热装置。第5图的加热装置IA包括基座部9A与环状部6A。基座部9A的基台2A为板状，在基台2A的上表面2a侧形成有介电层5。本例中，介电层5的上表面形成为半导体加热面9a。加热面9a不需要为平坦，可以进行凹凸加工，或形成与基板的大小相适应的沟槽，也可以形成吹扫气体用的沟槽。在基座的下表面(背面)2b可以接合未图示的支撑部。支撑部为例如管状，支撑部中容纳有电力供给构件。电力供给构件连接到埋设在基座的基台部2A内的发热体3。
基座部9A为盘状，优选为大致圆盘状。基座的大小没有特别的限定，例如直径280 380mm,厚度 8 20mm。在此，发热体3优选埋设到基座部9A内，也可以安装在基座部。并且，发热体也可以是像设在基座部从偏离的位置的红外线加热元件那样的外部发热体。在基座的基台部2A内埋设有电极4。电极4优选用于通过外加高频电压来生成等离子体的等离子体发生电极。包围基座部9A的外周地设置本发明的环状部6A,半导体W被载置在介电层5上以及环状部6A上。本例中，环状部延伸到基座部的外周边缘，在基座部的外周边缘不设有凸起。并且，在设置半导体W的时刻，环状部6A的内周侧为存在于半导体W下的载置部6b，外周侧在载置部6b的外侧露出到半导体W外，形成非载置部6a。在俯视观察下，非载置部6a包围半导体W。在第6图的加热装置IB中，环状部6B没有延伸到基座部9B (基台2B)的外周侧边缘，在基座部9B形成有环状凸起2c。在俯视观察下，凸起2c包围环状部6B的外周边缘。并且，在第7图的加热装置IC中，环状部6C没有延伸到基座部9C的外周侧边缘，在基座部9C (基台2C)形成有环状凸起2c。在俯视观察下，凸起2c包围环状部6C的外周边缘。本例中，进一步地，非载置部6a由包围半导体W的外周边缘的环状凸起构成。以往，成膜膜厚T如第8图示意示出地分布。即，膜厚T减少到相比半导体W的边缘E相当地处于内侧的Tl 的位置。与此相对地，通过采用本发明的由陶瓷材料构成的环状构件，如T2那样，膜厚减少的区域向外周侧移动。另外，在第9图所示的参考例的基座11的情况下，在基座11的内侧埋设发热体3以及高频电极4。然后，在基座11的加热面I Ia上载置半导体W。在通过例如氮化铝形成这样的基座11的整体的情况下，在半导体的外周侧成膜均匀性仍然劣化。进一步地可以知道，在由以MgAlON为主相的上述陶瓷形成基座11的整体的情况下，可得到高的耐腐蚀性，另一方面，半导体的外周部的成膜均匀性没有改善。在优选的实施方式中，环状部的内周侧为位于半导体W下的载置部6b，外周侧为位于半导体W外的非载置部6a。这样地设计适合于改善成膜均匀性。此时，从成膜均匀性的改善的观点来看，载置部6b的宽度di优选为Omm以上，进一步地优选为IOmm以上。并且，di优选为50mm以下,进一步地优选为30mm以下。并且，从成膜均匀性的改善的观点来看，非载置部6a的宽度do优选为Omm以上，进一步地优选为15mm以上。但是，di为从半导体W的边缘E到载置部6b的内周侧边缘的平面尺寸，do为从半导体W的边缘E到非载置部6a的外周侧边缘的平面尺寸。通过在基座部与环状部之间设有中间层，能够提高环状部的接合强度。并且，在优选的实施方式中，加热装置包括埋设到基座部的内部的发热体以及埋设到基座部的内部的高频发生电极。并且，在优选的实施方式中包括接合到基座的背面的支撑部。[基座部以及中间层的材质]
上述陶瓷材料中，构成主相的氮氧化铝镁的40 1000°C的线热膨胀系数为6 7ppm/Ko因此,通过改变副相成分的MgO-AlN固溶体(12 14ppm/K)、尖晶石(8 9ppm/K)和氮化铝(5 6ppm/K)的比率，可在维持高耐腐蚀性的同时将线热膨胀系数控制为5.5 10ppm/K。但是，由于尖晶石和氮化铝较氮氧化铝镁和MgO-AlN固溶体的耐腐蚀性低，优选更少。通过此种热膨胀的调整，可减小与氧化铝、氧化钇及氮化铝等用于半导体制造装置构件的材料的热膨胀差。这样可令本发明的陶瓷材料与传统材料的层叠和贴合成为可能。具体地说，基座部的材质可示例出氧化铝、氧化钇、氮化铝、氧化镁、氮化硅、尖晶石，特别地优选氧化铝、氧化钇、氮化铝。特别地，通过以氮化铝为主相的材质形成基座部，由此，能够维持高热传导，易于在晶片上保持温度均匀性。基座部与环状构件的连接方法没有特别地限定。两者例如可以通过一体烧结来接合，也可以通过粘合剂来接合。作为这样的粘合剂可示例出硅系粘合剂、丙烯系粘合剂、Al合金粘合剂。在优选的实施方式中，基座部与环状部的线热膨胀系数差为0.3ppm/K以下。在该情况下，高温接合两者(例如通过一体烧结来接合)时或重复该层叠体在高温-低温下的使用时，不用担心产生裂纹或剥离。如上所述，基座部与环状部可以通过中间层接合。这样的话，能够进一步地抑制例如由热膨胀率不同所的环状部的剥离。该中间层选为具有基座部与环状部的中间性质的层。具体地说，中间层可以是烧结上述陶瓷材料与基座部的材料的混合物的复合陶
瓷。 并且，能够形成多层中间层，通过使各中间层的组成相互不同，能够形成梯度材料层。[发热体以及电极的材质]发热体可使用例如使线状的导体弯曲，加工成缠绕体的物体。发热体的线径为
0.3mm 0.5mm左右，在线圈形状的情况下卷径为2mm 4mm左右，间距为Imm 7mm左右。在这里“卷径”意思是构成发热体的线圈的内径。作为发热体的形状，除线圈形状之外，可以采用带状、网格状、螺旋弹簧状、板状、印刷电极等的各种形态。另外，理想的是在与为提升销等的或吹扫气体用而设置的贯通孔相邻的部分使发热体12绕行等，根据需要进行式样的变形。作为发热体12的材料，可优选采用钥(Mo)、钨(W)、铌(Nb)等的高熔点导电材料。作为用于在基座上使等离子体产生的高频电极以及静电卡盘电极的材质，能够利用上述的发热体材料。[支撑部的材质]支撑部(即所谓的柄)的材质并没有特别的限定，可示例出以下物质。本申请中的材料、氮化铝、氧化铝、氧化镁、尖晶石优选的是，支撑部的材质也为与基座部相同的陶瓷材料。只是，在该情况下，形成基座部的上述陶瓷材料与形成支撑部的上述陶瓷材料不需要为相同组成，可以是相互不同的组成。
[卤素系腐蚀性气体] 本发明的基座对卤素系腐蚀性气体及其等离子体的耐腐蚀性优良，特别地，对以下的卤素系腐蚀性气体或其混合物或它们的等离子体的耐腐蚀性特别优良。NF3、CF4、ClF3、Cl2、BCl3、HBr实施例[陶瓷材料的制造与评价]以下对本发明适当的适用例进行说明。MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使用纯度99.9质量％以上、平均粒径I μ m以下的市售品。此处，对于AlN原料，由于不可避免地含有I质量％左右的氧，因此是将氧从杂质元素中除开后的纯度。此外，即使使用了纯度99质量％以上的MgO原料的情况下，也可制作与使用纯度99.9质量％以上的MgO原料时同等的陶瓷材料。1.陶瓷材料首先，说明以镁、铝、氧及氮为主要成分的陶瓷材料(实验例I 19)。此外，实验例1 3、6 16相当于本发明的实施例，实验例4、5、17 19相当于比较例。[实验例I 3].调合称量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使其满足表I所示质量％，以异丙醇为溶剂，采用尼龙制的罐、直径5_的氧化铝圆球进行4小时湿式混合。混合后取出浆料，在氮气流中进行110°C干燥。然后，通过30目的筛，制成调合粉末。此外，该调合粉末的Mg/Al的摩尔比为1.2。.成型将调合粉末以200kgf/cm2的压力进行单轴加压成型,制作直径35mm、厚度IOmm左右的圆盘状成型体，收容到烧成用石墨铸模。.烧成将圆盘状成型体热压烧成而得到陶瓷材料。热压烧成中，加压压力为200kgf/cm2，以表I所示烧成温度(最高温度)烧成，直到烧成结束前都控制为Ar气氛。烧成温度下的保持时间为4小时。[实验例4]除了按表I所示质量％称量MgO原料及Al2O3原料以外，与实验例I同样地得到陶瓷材料。[实验例5]除了烧成温度设定为1650°C以外，与实验例I同样地得到陶瓷材料。[实验例6 12]除了按表I所示质量％称量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、且烧成温度设定为表I所示温度以外，与实验例I同样地得到陶瓷材料。[实验例13 19]除了按表I所示质量％称量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、烧成温度设定为表I所示温度、且烧成气氛为N2以外，与实验例I同样地得到陶瓷材料。[评价]
将实验例I 19得到的各材料加工为各种评价用，进行以下评价。各评价结果如表I所示。另外，实验例I 19中，也制作了直径50mm的试样，但得到的评价结果与表I相同。(I)体积密度.开口孔隙率根据以纯水为媒质的阿基米德法测定。(2)结晶相评价用研钵将材料粉碎，通过X射线衍射装置确定结晶相。测定条件为CuKa、40kV、40mA、2 Θ =5-70。，使用密封管式X射线衍射装置(O力一 工4工、> 夕7工7制D8ADVANCE)。(3)蚀刻率对各材料的表面进行镜面研磨，使用ICP等离子体耐腐蚀试验装置进行下述条件的耐腐蚀试验。将通过阶差仪测定的遮蔽面与暴露面的阶差除以试验时间，计算各材料的蚀刻率。ICP:800W、偏置功率:450W、导入气体:NF3/02/Ar=75/35/100sccm0.05Torr(6.67Pa)、暴露时间:10h、试料温度:室温(4)构成元素使用EPMA检测并识别构成元素，分析各构成元素的浓度。(5)平均线热膨胀系数(40 1000°C)使用膨胀计(O力 一 工4工^7工7制造)于氩气气氛中测定。(6)弯曲强度根据JIS-R1601，通过弯曲强度试验测定。(7)体积电阻率测定根据JIS-C2141的方法，在大气中、室温(25°C )下测定。试验片形状为直径50mmX(0.5 1mm)、主电极为直径20mm、保护电极为内径30mm、夕卜径40mm、夕卜加电极为直径40mm,各电极由银形成。外加电压为2kV/mm，读取电压外加后I分钟时的电流值，根据该电流值计算室温体积电阻率。此外，对于实验例7和实验例19 (MgO烧结体)，在真空下(0.0lPa以下)、600°C下测定。试验片形状为直径50mmX (0.5 1mm)、主电极为直径20mm、保护电极为内径30mm、外径40mm、外加电极为直径40mm,各电极由银形成。外加电压为500V/mm,读取电压外加后I小时的电流值，根据该电流值计算体积电阻率。此外，表I的体积电阻率中，“aEb”表示&父1013，例如“比16”表示IXlO160[评价结果]图1显示了实验例I的XRD解析图表。此外，实验例2、3的XRD解析图表与实验例I大致相同，因此省略图示。此外，实验例I 19检测出的结晶相汇总如表I所示。如图1所示，实验例I 3的陶瓷材料的XRD解析图表，由无法确定的多个波峰(图1中的□)与氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的波峰(图1中的〇)构成。无法确定的波峰(□)与氧化镁、尖晶石、氮化铝任意一个均不相符地在2 Θ =47 49° (47 50° )有波峰，推测为氮氧化铝镁。此外，这些氮氧化铝镁的波峰，与例如参考文献I (J.Am.Ceram.Soc.，93 [2] 322-325 (2010))或参考文献2 (日本专利特开2008-115065)所示的MgAlON (或氮氧化铝镁)的波峰不一致。一般，已知这些MgAlON是尖晶石中固溶了 N成分的物质，可认为具有与本发明的氮氧化铝镁具有不同的晶体结构。MgO-AlN固溶体的(111)面、(200)面及(220)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 Θ =36.9 39°，42.9 44.8°，62.3 65.2°。图2显示了实验例I的EPMA元素分布图。根据图2，确认了实验例I由图1所示的氮氧化铝镁(X部)与MgO-AlN固溶体(y部)2相构成，可知前者为主相。此处，主相指的是体积比例中占50%以上的成分，副相指的是主相以外的XRD波峰确定的相。考虑到截面观察中的面积比反映出了体积比例，因此主相为在EPMA元素分布图中占50%以上面积的区域，副相为主相以外的区域。根据图2可知，氮氧化铝镁的面积比为约66%，氮氧化铝镁为主相。此夕卜，X部特定为氮氧化铝镁的根据是，由Mg、Al、O、N这4个成分构成，与实验例4的尖晶石材料(z部)相比，Mg、N浓度高，Al浓度为相同程度，O浓度低。即，该氮氧化铝镁具有较尖晶石含有更多Mg的特征。对于其他实验例也进行同样的解析，例如实验例10的氮氧化铝镁的面积比为约87%，可知氮氧化铝镁为主相。此外，此处是作为一个例子，主相与副相的判定通过EPMA元素分布进行，但只要是可以识别各相的体积比例的方法，则可采用其他方法。另外，EPMA元素分布图，根据浓度，颜色分为红、橙、黄、黄绿、绿、青、蓝，红为最高浓度、蓝为最低浓度、黑表示零。但是，由于图2为黑白显示，因此以下说明图2本来的颜色。实验例I中，Mg的X部为黄绿、y部为红，Al的X部为橙、y部为青，N的X部为橙、y部为青，O的X部为淡蓝、y部为橙。实验例4中，Mg整体(z部)为绿,Al整体为橙,N整体为黑，O整体为红。并且，实验例4中，由于没有使用氮化铝，因此没有生成上述氮氧化铝镁，其陶瓷材料作为主相含有尖晶石(MgAl2O4)15实验例5中，由于烧成温度低，因此没有生成上述氮氧化铝镁，其陶瓷材料作为主相含有氧化镁，作为副相含有尖晶石和氮化铝。图3显示了实验例7的XRD解析图表，图4显示了实验例10的XRD解析图表。根据图3、4可知，实验例7、10均主要检测出了在2 Θ =47 49° (或47 50° )有波峰的氮氧化铝镁(图中的□)，实验例7的副相为尖晶石(图中Λ)，实验例10的副相为MgO-AlN固溶体(图中的〇)。此外，对于实验例6、8、9、11 、12，省略XRD解析图表的图示，主相和副相如表I所示。然后，实验例I 3、6 8的陶瓷材料的蚀刻率为实验例4的80%以下、实验例9 12的蚀刻率为实验例4的90%以下，是较低的值，耐腐蚀性非常高。由于实验例5含有较多的耐腐蚀性低的尖晶石和氮化铝，因此蚀刻率变高。此外，实验例18所示的氧化铝的蚀刻率值比实验例4的陶瓷材料(尖晶石)更高。此外，实验例I 3、6 8的陶瓷材料的弯曲强度和体积电阻率值也非常高。并且，也测定高温下的蚀刻率。在这里，对于实验例2及实验例10的陶瓷材料，对各材料的表面进行镜面研磨，使用ICP等离子体耐腐蚀试验装置进行下述条件的高温耐腐蚀试验。此外，通过阶差仪测定的遮蔽面与暴露面之间的阶差除以试验时间，计算各材料的蚀刻率。其结果是，各材料的蚀刻率在氧化铝的1/3倍以下、氮化铝的1/5倍以下，与尖晶石为相同水平，高温下的等离子体耐腐蚀性也良好。ICP:800W、偏置功率:无、导入气体:NF3/Ar=300/300sccm0.ITorr、暴露时间:5h、试料温度:650°C实验例12 16的陶瓷材料，蚀刻率与实验例4的尖晶石大致同等(212 270nm/h)，线热膨胀系数低于尖晶石(5.8 6.9ppm/K)。S卩，实验例12 16的陶瓷材料，可以说具有与尖晶石相同的耐腐蚀性并且线热膨胀系数低，可用作静电卡盘材料和加热材料，特别是加热材料。此外，实验例17，虽然原料组成与实验例6相同，但由于烧成温度低，因此主相不是氮氧化铝镁而是尖晶石，因此较实验例6耐腐蚀性低，同时线热膨胀系数变高。此夕卜，实验例12 16的陶瓷材料，弯曲强度和体积电阻率值也足够高。并且，实验例7与实验例19的600°C下的体积电阻率分别为5X108Qcm、2 X IO12 Ω cm,主相为XRD波峰至少出现在2 Θ =47 49° (或47 50° )的氮氧化铝镁相的陶瓷材料，电阻低于MgO。由以上可预测，实验例I 3、6 16制作的陶瓷材料也具有低于氧化镁的电阻。表I
权利要求
1.一种加热装置，其包括:具有加热半导体的加热面的基座部，和设在所述加热面的外侧的环状部，所述加热装置的特征在于， 所述环状部由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuK α线时的XRD波峰至少出现在2 Θ =47 50°。
2.根据权利要求1所述的加热装置，其特征在于， 所述基座部包括包围所述环状部的外周边缘的外周侧凸起。
3.根据权利要求1或2所述的加热装置，其特征在于， 所述环状部包括载置所述半导体的外周部的载置部。
4.根据权利要求3所述的加热装置，其特征在于， 所述环状部包括设在所述载置部的外侧、包围所述半导体的非载置部。
5.根据权利要求4所述的加热装置，其特征在于， 所述非载置部由包围所 述半导体的外周边缘的环状凸起构成。
6.根据权利要求1至5任一项所述的加热装置，其特征在于， 所述基座部与所述环状部被一体烧结。
7.根据权利要求1至6任一项所述的加热装置，其特征在于，包括: 设在所述基座部与所述环状部之间的中间层。
8.根据权利要求1至7任一项所述的加热装置，其特征在于，包括: 埋设到所述基座部的内部的发热体以及埋设到所述基座部的内部的高频发生电极。
9.根据权利要求1至8任一项所述的加热装置，其特征在于，包括: 接合到所述基座部的背面的支撑部。
10.根据权利要求1至9任一项所述的加热装置，其特征在于， 所述2Θ为47 49°。
11.根据权利要求1至10任一项所述的加热装置，其特征在于， 所述陶瓷材料以氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相为副相。
12.根据权利要求11所述的加热装置，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶体的使用CuKa线时的(200)面及(220)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 0=42.9 44.8°、62.3 65.2°。
13.根据权利要求12所述的加热装置，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶体的使用CuK a线时的(111)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 Θ =36.9 39°。
14.根据权利要求1至13任一项所述的加热装置，其特征在于， 构成所述基座部的材质由以氮化铝、氧化钇或氧化铝为主相的陶瓷构成。
15.一种环状部，其设置在具有加热半导体的加热面的基座上，所述环状部的特征在于， 所述环状部由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuK a线时的XRD波峰至少出现在2 Θ =47 50°。
16.根据权利要求15所述的环状部，其特征在于，包括: 包围所述半导体的外周边缘的环状凸起。
17.根据权利要求15或16所述的环状部，其特征在于，所述2Θ为47 49°。
18.根据权利要求15至17任一项所述的环状部，其特征在于， 所述陶瓷材料以氧化镁中固溶了氮化铝的MgO-AlN固溶体的结晶相为副相。
19.根据权利要求18所述的环状部，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶体的使用CuKa线时的(200)面及(220)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 0=42.9 44.8°、62.3 65.2°。
20.根据权利要求19所述的环状部，其特征在于， 所述MgO-AlN固溶体的使用CuK a线时的(111)面的XRD波峰出现在氧化镁的立方晶波峰与氮化铝的立方晶波峰之间的2 Θ` =36.9 39°。
全文摘要
加热装置(1A)包括具有加热半导体W的加热面(9a)的基座部(9A)、设在加热面(9a)的外侧的环状部(6A)。环状部(6A)由以镁、铝、氧以及氮为主要成分的陶瓷材料构成，该陶瓷材料以氮氧化铝镁相为主相，且使用CuKα线时的XRD波峰至少出现在2θ=47～50°。
文档编号H01L21/31GK103201236SQ20118005135
公开日2013年7月10日 申请日期2011年10月11日 优先权日2010年10月25日
发明者近藤畅之, 渡边守道, 神藤明日美, 胜田祐司, 佐藤洋介, 矶田佳范 申请人:日本碍子株式会社