TWI538030B - heating equipment - Google Patents

Description

加熱裝置

本發明係關於加熱半導體之裝置。

在半導體製造時之乾式製程或電漿覆膜等所使用的半導體製造裝置中，做為蝕刻用或潔淨用，係使用反應性高之氟、氯等鹵素系電漿。因此，在裝配於如此之半導體製造裝置中之構件，被要求高耐蝕性，一般而言使用施以氧 化鋁膜處理之鋁或HASTELLOY合金等高耐蝕金屬或陶瓷構件。特別是支持固定矽晶圓之靜電夾頭材或加熱器材需要具有高耐蝕與低發塵性，因此使用氮化鋁、氧化鋁、藍寶石等高耐蝕陶瓷構件。由於這些材料會因為長時間的使用，腐蝕漸漸進行而成為發塵原因，因此期待更高耐蝕之材料。為滿足如此之要求，做為材料，使用較氧化鋁等更高耐蝕之氧化鎂或尖晶石(MgAl₂O₄)或是其複合材有被檢討(例如專利文獻1：日本專利第3559426號公報)。

又，已知為加熱晶圓而被使用之陶瓷加熱器。在如此之陶瓷加熱器中，為使晶圓可均一加熱，加熱器之溫度均一性被要求。例如，在專利文獻2(日本專利特開平8-73280號公報)，開示了將電阻發熱體埋設於氮化鋁質陶瓷平板中，將氮化鋁質之軸接合於平板之陶瓷加熱器。在專利文獻3(日本專利特開2003-288975號公報)中，記載了在附軸的加熱器中，更藉由使電阻發熱體中之金屬碳化合物的量少，而減少電阻發熱體的每個地方之碳化合物量的差異，而使加熱面之溫度分布小。

在承受器上載置半導體晶圓而成膜之情況，特別是在半導體晶圓之外周部要求成膜均一性。在半導體製造裝置內，做為保持更加溫矽晶圓之構件，上述之AlN(氮化鋁)製之陶瓷加熱器係做為既存技術而被廣泛使用。

又，做為電漿蝕刻裝置，例如，已知在真空處理室內，配置了兼載置基板之載置台之下部電極，以及與此下部電極成為對向而配置之上部電極，對於下部電極供給高頻電 力而使處理氣體之電漿發生之構成。又，在如此之構成之電漿蝕刻裝置中，為使基板處理之面內均一性提升，已開示了在下部電極上，如包圍基板周圍般而設置對焦環之構成(專利文獻4：日本專利特開2011-71464、專利文獻5：日本專利特開2011-108816、專利文獻6：日本專利特開2004-311837)。更且，也已知在對焦環內部設置誘導發熱部，藉由由設置於真空處理室內之誘導線圈而產生之磁場，誘導加熱對焦環。

然而，在上述技術中，半導體晶圓外周部之膜厚容易變得不均一，且由於腐蝕性氣體之潔淨造成由AlN形成之承受器表面腐蝕，加熱器表面之形狀或粗度變化，隨著使用期間的經過，晶圓外周部之成膜量變化，而無法保持成膜均一性。對於對焦環也有同樣的問題。

本發明之課題，係在半導體之成膜時所試用之陶瓷加熱裝置中，改善晶圓外周部之成膜均一性，在鹵素系腐蝕性氣體或其電漿氣氛下使用時也可長期間保持成膜均一性。

本發明係包括具有配置於基台以及前述基台的上面、且具有加熱半導體之介電體層之承受器，以及在前述基台的上面且設置於前述介電體層之外側之環狀部之加熱裝置，其特徵在於：環狀部係由鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料形成，此陶瓷材料，以使用CuK α射線時之XRD 高峰出現於至少在2 θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物相為主相。

又，本發明係配置於基台的上面，設置於具有加熱半導體之介電體層之外側之環狀部，其特徵在於：環狀部係由鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料形成，此陶瓷材料，以使用CuK α射線時之XRD高峰出現於至少在2 θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物相為主相。

根據本發明，藉由設置由前述陶瓷材料所形成之環狀部，可使在半導體之周緣以及其周邊之電漿之生成狀態安定化，而可改善成膜均一性。與此同時，前述陶瓷材料係以鎂-鋁氧氮化物相為主相，與氮化鋁相比，對於鹵素系氣體等之腐蝕性強的氣體之耐蝕性優良。若藉由此陶瓷材料形成承受器之環狀部，則即使在腐蝕環境下長期使用，也不易由於腐蝕而使表面狀態產生變化，其結果為可長期間顯現良好之在半導體外周部的成膜均一性。

以下，說明在本發明所使用之新規的陶瓷材料，接著說明加熱裝置的構成。

[陶瓷材料]

本發明者們，對於藉由將氧化鎂與氧化鋁與氮化鋁之混合粉末成形後熱壓燒成而得到之陶瓷材料之耐蝕性進行銳意檢討後，發現以在具有特定位置之XRD高峰的鎂-鋁氧氮化物為主相之陶瓷材料顯示非常高的耐蝕性。

亦即，本發明之陶瓷材料，係以鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料，以使用CuK α射線時之XRD高峰出現於至少在2 θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物為主相之物。

本發明之陶瓷材料，耐蝕性與尖晶石同等或較其高。因此，本發明之承受器，可長時間忍受在半導體製造過程中所使用之反應性高的氟、氯等鹵素系電漿，而可減低來自此構件之發塵量。而且，即使在腐蝕環境下長期使用，也不易由於腐蝕而產生表面狀態之變化，其結果為可長期間顯現良好之晶圓上的溫度均一性。

本發明之陶瓷材料，係以鎂、鋁、氧及氮為主成分，以使用CuK α射線時之XRD高峰出現於至少在2 θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物為主相之物。此鎂-鋁氧氮化物，由於對於鹵素系電漿之耐蝕性與尖晶石同等或較其高，因此以此氧氮化物為主相之本發明之陶瓷材料也被認為耐蝕性變高。又，此鎂-鋁氧氮化物不僅具有與尖晶石同等之耐蝕性，且可做成比尖晶石線熱膨脹係數低之物。

本發明之陶瓷材料，也可含有氮化鋁固溶於氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之結晶相為副相。由於此氧化鎂-氮化鋁固溶體之耐蝕性也高，因此做為副相含有也沒有問題。此氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuK α射線時之(200)面及(220)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2 θ=42.9~44.8°、62.3~65.2°之間者為佳，更且，在(111)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方精的高峰之間之2 θ =36.9~39°者也可。由於(111)面之高峰與其他結晶相的高峰有難以進行判別的情況，因此僅(200)面及(220)面之XRD高峰出現在上述範圍者也可。同樣的，(200)面或是(220)面之高峰也有與其他結晶相的高峰難以進行判別的情況。

本發明之陶瓷材料，為得到與尖晶石同等或較其高之耐蝕性，若含有氮化鋁結晶相做為副相，則耐蝕性有低下的傾向，因此氮化鋁結晶相以少為佳，不含有更佳。又，由於尖晶石較氧化鋁或氮化鋁結晶耐蝕性高，因此也可含有少量。但是由於尖晶石較本發明之鎂-鋁氧氮化物相以及氧化鎂-氮化鋁固溶體之耐蝕性差，愈少愈佳。另一方面，若為了具有與尖晶石同等之耐蝕性且線熱膨脹係數低，也可含有少量尖晶石或氮化鋁結晶相。

本發明之陶瓷材料，為了得到與尖晶石同等或較其高之耐蝕性，原料粉末中之鎂/鋁莫耳比以在0.20以上2以下為佳，而鎂/鋁莫耳比在0.75以上2以下更佳。鎂/鋁莫耳比若未滿0.20則氮化鋁、尖晶石、氧化鋁之其一生成量變多，有失去高耐蝕性之特徵之虞。鎂/鋁莫耳比若超過2，則氧化鎂-氮化鋁固溶體容易成為主相。另一方面，為使與尖晶石具有同等之耐蝕性且線熱膨脹係數低，原料粉末中之鎂/鋁莫耳比以在0.05以上1.5以下為佳，鎂/鋁莫耳比在0.1以上1以下更佳。

本發明之陶瓷材料中，開氣孔率以在5%以下為佳。在此，開氣孔率係以純水為媒體藉由阿基米德法來測定之值。開氣孔率若超過5%，則強度有低下之虞且有由於材料 本身之脫粒而容易發塵之虞，更且在材料加工時等，發塵成分容易堆積在氣孔內所以不佳。又，開氣孔率以盡量接近0為佳。因此，並沒有特別之下限值。

在本發明之陶瓷材料中，成為主相之鎂-鋁氧氮化物之40~1000℃之線熱膨脹係數為6~7ppm/k。在此，藉由變更副相成分之氧化鎂-氮化鋁固溶體(12~14ppm/k)或尖晶石(8~9ppm/k)、氮化鋁(5~6ppm/k)之比率，而可在維持高耐蝕性之下，將線熱膨脹係數抑制在5.5~10ppm/k。但是，由於尖晶石或氮化鋁，較鎂-鋁氧氮化物或氧化鎂-氮化鋁固溶體耐蝕性低，所以以少為佳。藉由如此之熱膨脹之調整，而可配合與氧化鋁、氧化釔以及氮化鋁等做為半導體製造裝置構件所使用之材料之熱膨脹，或是可使熱膨脹差小。藉由此，本發明之陶瓷材料與先前材料之層積或貼合成為可能。如此一來，僅使表面(第1構造體)為本發明之具有高耐蝕性的陶瓷材料，在下部(第2構造體)之基材可使用先前材料。特別是，在一體燒結，如此之層積構造及熱膨脹調整是有效的。其中，第2構造體之基材又藉由使用以氮化鋁為主體之材料，可維持高熱傳導，而容易均一保持高耐蝕之陶瓷材料的表面溫度。如此之構成，特別是在內藏加熱器型的半導體製造裝置為有效。

本發明之陶瓷材料，也可使用具有利用上述陶瓷材料之第1構造體，與氮化鋁、氧化釔以及氧化鋁中至少1種為主相之第2構造體之層積體。又，也可具有層積或接合此第1構造體與第2構造體之構造。如此，藉由耐蝕性高 之第1構造體，與具有不同於第1構造體之特性(例如傳熱性或機械強度等)之第2構造體，不僅耐蝕性，可更提高其他特性。在此，第1構造體，可為藉由上述陶瓷材料形成之薄膜或板狀體，或是層狀體。又，第2構造體，可為以氮化鋁、氧化釔以及氧化鋁為主相之薄膜或板狀體、層狀體。又，接合可為各以各種型態進行，例如可藉由燒結接合，也可藉由接著劑接合。

此時，第1構造體與第2構造體也可透過中間層接合。藉由此，可藉由中間層，抑制由於例如熱膨脹率之不同而造成之第1構造體與第2構造體之剝離等。此中間層，可為具有第1構造體與第2構造體之中間的性質之層。此中間層，例如，也可為混合第1構造體之主相與第2構造體之主相之層。又，此中間層也可為含有所含有成分或是成分比不同之複數的層。如此，可做成傾斜材料的特性。

又，第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數為0.3ppm/K以下，第1構造體與第2構造體也可直接接合。如此一來，由於第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數小，因此將兩構造體在高溫接合(例如藉由燒結接合)時，或是反覆進行此層積體之在高溫-低溫的使用時，沒有產生裂痕或剝離之虞。

[陶瓷材料之製造]

本發明之陶瓷材料，可將氧化鎂與氮化鋁與氧化鋁之混合粉末，藉由成形後燒成來製造。例如，為得到與尖晶石同等或較其高之耐蝕性，使氧化鎂在15質量%以上66.2 質量%以下，氧化鋁在63質量%以下，氮化鋁在57.7質量%以下而混合後之粉末成形後燒成也可。更且，使氧化鎂在37質量%以上66.2質量%以下，氧化鋁在63質量%以下，氮化鋁在57.7質量%以下而混合後之粉末成形後燒成也可。另一方面，若要具有與尖晶石同等之耐蝕性且使線熱膨脹係數低而溫度均一性高，使氧化鎂在5質量%以上60質量%以下，氧化鋁在60質量%以下，氮化鋁在90質量%以下而混合後之粉末成形後燒成也可。又，燒成溫度以在1750℃以上為佳。燒成溫度若未滿1750℃，則有無法得到目的之氧化鎂-氮化鋁固溶體之虞而不佳。又，燒成溫度的上限並沒有特別限定，例如也可為1850℃或1900℃。又，燒成以採用熱壓燒成為佳，熱壓燒成時之壓力設定為50~300kgf/cm²為佳。燒成時的氣氛，以對於氧化物原料的燒成不造成影響之氣氛為佳，例如在氮氣氛或氬氣氛，氦氣氛等惰性氣氛中為佳。成形時的壓力，並沒有特別限制，只要適當設定為可保持形狀之壓力即可。

[加熱裝置]

本發明之加熱裝置，係包括具有加熱半導體之加熱面之承受器以及設置於加熱面外周之環狀部，環狀部係由前述陶瓷材料形成

以下，一邊適當參照圖面而敘述。

第5圖~第8圖，係與本發明之實施形態有關之物。

第5圖之加熱裝置1A，係包括承受器9A與環狀部6A。承受器9A之基台2A為平板狀，在基台2A之上面2a側形 成了介電體層5。在本例中，介電體層5之上面係做為半導體加熱面9a。加熱面9a不需為平坦，可進行凹凸加工，配合基板的大小形成溝，也可形成清潔用氣體用之溝。

在承受器的下面(背面)2b也可接合無圖示之支持部。支持部為管狀，在支持部中收容著電力供給構件。電力供給構件，係與埋設在承受器之基台部2A之發熱體3連接。

承受器9A為盤狀，而以略圓盤狀為佳。承受器的大小並沒有特別限定，例如為直徑280~380mm，厚度8~20mm。

在此，發熱體3，以埋設於承受器9A內為佳，但也可裝配於承受器上。又，發熱體，也可為設置於遠離承受器之位置之紅外線加熱元件般之外部加熱體。

承受器之基台2A內埋設著電極4。電極4，較佳的情況為施加高頻電壓而使電漿生成之電漿產生電極。

本發明之環狀部6A係如包圍承受器9A之外周般設置，半導體W係載置於介電體層5及環狀部6A上。

在本例，環狀部，係延伸到承受器之外周邊緣，在承受器之外周邊緣沒有設置突起。又，在設置半導體W之時間點，環狀部6A之內周側為存在於半導體W下之載置部6b，外周側在載置部6b之外側係露出在半導體W外，形成非載置部6a，非載置部6a從平面來看係將半導體W包圍。

在第6圖之加熱裝置1B中，環狀部6B沒有延伸到承受器9B(基台2B)之外周側邊緣，在承受器9B形成了環狀突起2c。突起2c從平面來看係將環狀部6B之外周邊緣包圍。

又，在第7圖之加熱裝置1C中，環狀部6C沒有延伸到承受器9C之外周側邊緣，在承受器9C(基台2C)形成了環狀突起2c。突起2c從平面來看係將環狀部6C之外周邊緣包圍。在本例中，更由包圍半導體W之外周邊緣之環狀部突起形成了非載置部6a。

以往，係如第8圖所模式的顯示，分布了成膜膜厚T。亦即，膜厚T較半導體W之邊緣E還相當內側，而如T1來減少。相對於此，藉由使用本發明之陶瓷材料所形成之環狀構件，如T2，膜厚減少之領域會位移到外周側，

又，如第9圖所示之參考例之承受器11之情況，在承受器11之內側埋設了發熱體3及高頻電極4。然後，在承受器11之加熱面11a上載置半導體W。

如此之承受器11之全體若藉由例如氮化鋁形成之情況，在半導體之外周側之成膜均一性還是會劣化。

更且，若藉由MgAlON為主相之前述陶瓷來形成承受器11全體之情況，可知雖然可得到高耐蝕性，但在半導體外周部之成膜均一性不會改善。

在較適合之實施形態中，環狀部之內周側為位置於半導體W下之載置部6b，外周側為位置於半導體W外之非載置部6a。藉由如此設計，在改善成膜均一性上為適當的。

此時，從成膜均一性之改善的觀點來看，載置部6b之寬度di以在0mm以上為加，而在10mm以上更佳。又，di係在50mm以下為佳，而以在30mm以下更佳。

又，從成膜均一性之改善的觀點來看，非載置部6a之 寬度do以在0mm以上為加，而在15mm以上更佳。

但是，di為從半導體W之邊緣E到非載置部6b之內周側邊緣為止之平面尺寸，do為從半導體W之邊緣E到非載置部6a之外周側邊緣為止之平面尺寸

藉由在承受器與環狀部之間設置中間層，而可提升環狀部之接合強度。

又，在較佳之實施形態中，加熱裝置，係包括埋設於承受器之內部的發熱體，以及埋設於承受器之內部的高頻產生電極。

又，在較佳的實施形態中，包括接合於承受器備面之支持部。

[承受器及中間層的材質]

在前述陶瓷材料中，成為主相之鎂-鋁氧氮化物之40~1000℃之線熱膨脹係數為6~7ppm/k。在此，藉由變更副相成分之氧化鎂-氮化鋁固溶體(12~14ppm/k)或尖晶石(8~9ppm/k)、氮化鋁(5~6ppm/k)之比率，而可在維持高耐蝕性之下，將線熱膨脹係數抑制在5.5~10ppm/k。但是，由於尖晶石或氮化鋁，較鎂-鋁氧氮化物或氧化鎂-氮化鋁固溶體耐蝕性低，所以以少為佳。藉由如此之熱膨脹之調整，而可配合與氧化鋁、氧化釔以及氮化鋁等做為半導體製造裝置構件所使用之材料之熱膨脹，或是可使熱膨脹差小。藉由此，本發明之陶瓷材料與先前材料之層積或貼合成為可能。

具體而言，承受器之材質，可舉例為氧化鋁、氧化釔、 氮化鋁、氧化鎂、氮化矽、尖晶石，而特別以氧化鋁、氧化釔、氮化鋁為佳。

特別是藉由以氮化鋁為主相之材質來形成承受器，可維持高熱傳導，而容易保持晶圓上之溫度均一性。

承受器與環狀部構件之接合方法並沒有特別限定。兩者可為例如藉由一體燒結接合，也可藉由接著劑接合。

做為如此之接著劑，可舉例有矽膠系接著劑、壓克力接著劑、鋁合金接著劑。

在較佳的實施形態中，承受器與環狀部之線熱膨脹係數差為0.3ppm/K以下。在此情況，將兩者在高溫接合(例如藉由一體燒結接合)時，或是反覆進行此層積體之在高溫-低溫的使用時，沒有產生裂痕或剝離之虞。

如前述，承受器與環狀部，也可介在中間層而接合。如此一來，可更進一步抑制例如由於熱膨脹率之差異而造成環狀部之剝離。此中間層，係具有承受器與環狀部之中間的性質之層。

具體而言，中間層，可為燒結了前述陶瓷材料與承受器之材料之混合物之複合陶瓷。

又，可形成複數層之中間層，藉由使中間層之組成互相不同，而可形成傾斜材料層。

[發熱體及電極的材質]

發熱體，例如可使用使線狀之導體屈曲，而加工成捲曲體之物。發熱體之線徑為0.3mm~0.5mm程度，線圈形狀之情況卷徑為2mm~4mm程度，間距為1mm~7mm程度。在此， 「卷徑」係指構成發熱體之線圈的內徑。

做為發熱體之形狀，除了線圈狀以外，也可採用緞帶狀、網狀、線圈彈簧狀、片狀、印刷電極等各種形態。又，在鄰接頂出棒等或潔淨用氣體用而設置之貫通孔之部分，使發熱體12迂迴等，根據必要來進行圖樣的變形為佳。做為發熱體12之材料，較佳的情況可使用鉬(Mo)、鎢(W)、鈮(Nb)等的高融點導電材料。

做為使電漿在承受器上發生之高頻電極及靜電夾頭電極之材質，可使用前述的發熱體材料。

[支持部的材質]

支持部(所謂軸)之材質並沒有限定，可舉例示於以下。

本申請書之材料之氮化鋁、氧化鋁、氧化鎂、尖晶石

較佳的情況為，支持部之材質也與承受器為相同之陶瓷材料。但是，即使是在此情況，形成承受器之前述陶瓷材料與形成支持部之前述陶瓷材料也沒有為同一組成之必要，可為互相不同之組成。

[鹵素系腐蝕性氣體]

本發明之環狀部，對於鹵素系腐蝕性氣體以及其電漿之耐蝕性優良，特別是以下之鹵素系腐蝕性氣體或是其混合物或是其電漿之耐蝕性特別優良。

NF₃、CF₄、ClF₃、Cl₂、BCl₃、HBr

【實施例】 [陶瓷材料之製造與評價]

以下，對於本發明之較佳適用例來說明。氧化鎂原料、 氧化鋁原料及氮化鋁原料，係使用純度99.9質量%以上，平均粒徑為1μm以下之市售品。在此，關於氮化鋁原料，由於1%左右之氧的含有是無法避免的，因此為將氧從不純物元素除去後之純度。又，氧化鎂原料，使用純度99質量%以上者也可製作與使用純度99.9質量%者的情況同等之陶瓷材料。

1.陶瓷材料

首先，對於以鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料說明(實驗例1~19)。又，實驗例1~3、6~16相當於本發明之實施例。實驗例4、5、17~19相當於比較例。

[實驗例1~3]

．調合

使氧化鎂原料、氧化鋁原料及氮化鋁原料成為表1所示之質量%來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用直徑5mm之氧化鋁磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。又，此調合粉末之鎂/鋁莫耳比為1.2。

．成形

將調合粉末以200kgf/cm²之壓力一軸加壓成形，製做直徑35mm，厚度為10mm程度之圓盤狀成形體，收納於燒成用石墨模型中。

．燒成

將圓盤狀成形體藉由熱壓燒成而得到陶瓷材料。在熱 壓燒成中，壓力為200kgf/cm²，以表1所示之燒成溫度(最高溫度)來燒成，燒成結束為止為氬氣氛。在燒成溫度之保持時間為4小時。

[實驗例4]

除了使氧化鎂原料及氧化鋁原料成為表1所示質量%來秤量以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。

[實驗例5]

除了將燒成溫度設定為1650℃以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。

[實驗例6~12]

除了使氧化鎂原料、氮化鋁原料及氮化鋁原料成為表1所示之質量%來秤量，使燒成溫度為表1所示溫度以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。

[實驗例13~19]

除了使氧化鎂原料、氮化鋁原料及氮化鋁原料成為表1所示之質量%來秤量，使燒成溫度為表1所示溫度，燒成氣氛為氮氣氛以外，同於實驗例1而得到陶瓷材料。

[評價]

將實驗例1~19所得到之各材料加工成各種評價用，進行以下的評價。各評價結果示於表1。又，在實驗例1~19，也製做了直徑50mm之試料，可得到同於表1評價結果。

(1)總體密度．開氣孔率

藉由以純水為媒體之阿基米德法來測定。

(2)結晶相評價

將材料以乳缽粉碎，藉由X光繞射裝置來同定結晶相。測定條件為CuK α，40kV，40mA，2 θ=5~70°，使用封入管式X光繞射裝置(布魯克AXS製D8 ADVANCE)。

(3)蝕刻速率

將各材料之表面研磨成鏡面，使用ICP電漿耐蝕試驗裝置以下述條件進行耐蝕試驗。藉由以段差計來測定之遮罩面與暴露面之段差除以試驗時間而算出各材料之蝕刻速率。

ICP：800W，偏壓：450W，導入氣體：NF₃/O₂/Ar=75/35/100sccm，0.05Torr(6.67Pa)，暴露時間：10小時，試料溫度：室溫。

(4)構成元素

使用EPMA，進行構成元素之檢出及同定，與各構成元素之濃度分析。

(5)平均線熱膨脹係數(40~1000℃)

使用熱膨脹計(布魯克AXS製)，在氬氣氛中測定。

(6)彎曲強度

藉由根據JIS-R1601之彎曲強度試驗來測定。

(7)體積阻抗率測定

藉由根據JIS-C2141之方法，在大氣中，室溫(25℃)來測定。使試驗片形狀為直徑50mm×(0.5~1mm)，使主電極為直徑20mm，保護電極為內徑30mm、外徑40mm、施加電極為直徑40mm而以銀來形成各電極。施加電壓為2kV/mm，在電壓施加後1分鐘時讀取電流值，從該電流值算出 室溫體積阻抗率。又，對於實驗例7與實驗例19(氧化鎂燒結體)，係在真空中(0.01Pa以下)，在600℃測定。試驗片形狀為直徑50mm×(0.5~1mm)，使主電極為直徑20mm，保護電極為內徑30mm、外徑40mm、施加電極為直徑40mm而以銀來形成各電極。施加電壓為500V/mm，在電壓施加後1小時時讀取電流值，從該電流值算出體積阻抗率。又，在表1之體積阻抗率中，「aEb」表示a×10^b，例如「1E16」表示1×10¹⁶。

[評價結果]

第1圖係表示實驗例1之XRD解析圖表。又，實驗例2、3之XRD解析圖表幾乎與實驗例1相同，因此省略圖示。又，將實驗例1~19所檢出之結晶相統整示於表1。如第1圖所示，實驗例1~3之陶瓷材料之XRD解析圖表，係由無法同定之複數的高峰(第1圖中□)與氮化鋁在固溶氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之高峰(第1圖中○)構成。無法同定之高峰(□)係在不與氧化鎂、尖晶石、氮化鋁一致之2 θ=47~49°(47~50°)具有高峰，推定為鎂-鋁氧氮化物。又，這些鎂-鋁氧氮化物之高峰，與例如參考文獻1(J.Am.Ceram.Soc.,93[2]322-325(2010))或參考文獻2(日本專利特開2008-115065)所示之MgAlON(鎂阿龍)之高峰不一致。一般而言，這些MgAlON已知係在尖晶石中氮成分固溶之物，被認為與本發明之鎂-鋁氧氮化物具有不同結晶構造。

氧化鎂-氮化鋁固溶體之(111)面、(200)面及(220) 面之XRD高峰，出現在氧化鎂立方晶的高峰及氮化鋁立方晶的高峰之間之2 θ=36.9~39°，42.9~44.8°，62.3~65.2°。第2圖係顯示實驗例1之EPMA元素對照像。藉由第2圖，確認到實驗例1係由第1圖所示之鎂-鋁氧氮化物(x部)及氧化鎂-氮化鋁固溶體(y部)之2相構成，可知前者為主相。在此主相係指在體積比率具有50%以上之成分，副相係指主相以外之XRD高峰同定之相。在剖面觀察中，由於面積比被認為反映了體積比率，所以主相為EPMA元素對照相中具有50%以上之面積的領域，副相為主相以外之領域。由第2圖，鎂-鋁氧氮化物之面積比為約66%，可知鎂-鋁氧氮化物為主相。又，將x部特定為鎂-鋁氧氮化物的根據為，由鎂、鋁、氧、氮之4成分構成，與實驗例4之尖晶石材(z部)比較，鎂、氮濃度高，鋁濃度為相同程度，氧濃度較低之故。亦即，此鎂-鋁氧氮化物之特徵為含有較尖晶石多之鎂。對於其他實驗例也進行同樣的解析，例如實驗例10之鎂-鋁氧氮化物之面積比為約87%，可知鎂-鋁氧氮化物為主相。又，在此，做為一例，以EPMA元素對照來進行主相與副相的判定，但只要是可識別各相之體積比率的方法，也可採用其他方法。

又，EPMA元素對照像，係根據濃度，而分成紅、橙、黃、黃綠、綠、青、藍等顏色，紅色為最高濃度，藍色為最低濃度，黑色代表0。然而，由於第2圖係以黑白來表示，以下對於第2圖本來的顏色說明。在實驗例1中，鎂係x部為黃綠色y部為紅色，鋁係x部為橙色y部為青色， 氮係x部為橙色y部為青色，氧係x部為淡藍色y部為橙色。在實驗例4，鎂係全體(z部)為綠色，鋁全體為橙色，氮全體為黑色，氧全體為紅色。

又，在實驗例4，由於沒有使用氮化鋁，因此上述之鎂-鋁氧氮化物不會生成，該陶瓷材料，係含有尖晶石(MgAl₂O₄)做為主相之物。在實驗例5，由於燒成溫度低，上述鎂-鋁氧氮化物不會生成，該陶瓷材料，係含有氧化鎂為主相，尖晶石或氮化鋁為副相之物。第3圖係顯示實驗例7之XRD解析圖表，第4圖係顯示實驗例10之XRD解析圖表。從第3圖、第4圖，可知實驗例7、10都檢出了在2 θ=47~49°(47~50°)具有高峰之鎂-鋁氧氮化物(圖中□)做為主相，實驗例7係以尖晶石(圖中△)，實驗例10係以氧化鎂-氮化鋁固溶體(圖中○)為副相。又，對於實驗例6、8、9、11、12，省略XRD解析圖表之圖示，將主相與副相示於表1。

然後，實驗例1~3、6~8之陶瓷材料之蝕刻速率，為實驗例4之80%以下，實驗例9~12之蝕刻速率為實驗例4之90%以下之低值，可知耐蝕性非常高。實驗例5由於多含有耐蝕性低之尖晶石或氮化鋁，因此蝕刻速率變高。又，實驗例18所示之氧化鋁之蝕刻速率，為較實驗例4之陶瓷材料(尖晶石)更高之值。又，實驗例1~3、6~8之陶瓷材料，彎曲強度或體積電阻率也具有充分高之值。

又，也在高溫測定蝕刻速率。在此，對於實驗例2及實驗例10之陶瓷材料，將各材料表面研磨成鏡面，使用 ICP電漿耐蝕試驗裝置，以下述條件在高溫進行耐蝕試驗。然後以段差計來測定之遮罩面與暴露面之段差除以試驗時間而算出各材料之蝕刻速率。其結果，各材料之蝕刻速率，為氧化鋁之1/3倍以下，氮化鋁之1/5倍以下，與尖晶石為同等程度，在高溫下之電漿耐蝕性也為良好。

ICP：800W，偏壓：無，導入氣體：NF₃/Ar=300/300sccm，0.1Torr，暴露時間：5小時，試料溫度：650℃

在實驗例12~16之陶瓷材料，蝕刻速率幾乎與實驗例4之尖晶石同等(212~270nm/h)，線熱膨脹係數較尖晶石低(5.8~6.9ppm/K)。亦即，實驗例12~16之陶瓷材料，可說是具有與尖晶石同等之耐蝕性而線熱膨脹係數低，做為靜電夾頭材或是加熱器材，特別是做為加熱器材為有用。又，在實驗例17，原料組成與實驗例6為相同，但由於燒成溫度低，因此不是以鎂-鋁氧氮化物為主相而是以尖晶石為主相，相較於實驗例6，不僅耐蝕性低且線熱膨脹係數變高。又，實驗例12~16之陶瓷材料，彎曲強度或體積電阻率也具有充分高之值。

又，實驗例7與實驗例19之在600℃之體積電阻率分別為5×10⁸Ωcm、2×10¹²Ωcm，可知XRD高峰至少出現在2 θ=47~49°(或是47~50°)之氧化鎂-氮化鋁固溶體為主相之陶瓷材料具有較氧化鎂低之電阻。

由以上，預測在實驗例1~3、6~16所製作之陶瓷材料，也具有較氧化鎂低之電阻。

2.層積燒結

接著，對於利用了上述陶瓷材料之第1構造體與第2構造體層積燒結之層積體說明(實驗例20~26)。又，實驗例20~24相當於本發明之實施例，實驗例25、26相當於比較例。

[實驗例20、21]

實驗例4、6~12之陶瓷材料，在40~1000℃之平均線熱膨脹係數為7~9ppm/K。在實驗例20、21，如表2所示，以實驗例10之陶瓷材料為第1構造體之同時，以氮化鋁為第2構造體，將第1及第2構造體層積成形成直徑50mm之試料進行層積燒結。此氮化鋁係使用了以氧化釔做為助燒結劑另外添加5質量%之物(亦即，對於AlN100質量分，以5質量分之比率添加Y₂O₃之物，稱為AlN[1])，或是添加50質量%之物(亦即，對於AlN100質量分，以50質量分之比率添加Y₂O₃之物，稱為AlN[2])。氮化鋁原料、氧化釔原料，係使用純度99.9質量%以上，平均粒徑為1μm以下之市售品。在此，關於氮化鋁原料，由於1質量%左右之氧的含有是無法避免的，因此為將氧從不純物元素除去後之純度。又，在40~1000℃之平均線熱膨脹係數，由於AlN[1]為5.7ppm/K，AlN[2]為6.2ppm/K，因此第1構造體與第2構造體之間會產生熱膨脹差。因此，在第1構造體與第2構造體之間，設置混合了AlN[1]或是AlN[2]與實驗例10之原料之中間層。藉由此中間層，可緩和熱膨脹差。中間層，在使用AlN[1]之實驗例20，為以質量比25：75、50：50、 75：25混合之3層，在使用AlN[2]之實驗例21為以質量比40：60、60：40混合之2層。以下，對於調合、成形、燒成之各工程詳細說明。

．調合

第1構造體之原料，係使用同於上述實驗例10之手法來製作之調和粉末。第2構造體之原料，係以氮化鋁為主相，如下調合。在第2構造體之AlN[1]，首先，將氮化鋁粉末、氧化釔粉末以100質量%、5.0質量%之比率來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用耐龍製磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。更且，將所得到之調合粉末在450℃，在大氣氣氛中進行5小時以上之熱處理，將濕式混合中混入之碳成分燒失除去。使用AlN[1]之層積體的中間層，係如下調合。首先，將實驗例10之調合粉末與上述氮化鋁的調合粉末以質量比75：25(中間層1)、50：50(中間層2)、25：75(中間層3)之比率來秤量，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用耐龍製磨石，濕式混合4小時。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。第2構造體之AlN[2]，係除了將氮化鋁粉末、氧化釔粉末以100質量%、50質量%之比率來秤量以外，以同於AlN[1]之方法調合。又，使用AlN[2]之層積體之中間層，係將實驗例10之調合粉末與上述氮化鋁之調合粉末以質量比60：40(中間層1)、40：60(中間層2)之比率來秤量 以外，以同於AlN[1]之情況之方法調合。

．成形

首先將第2構造體之原料之氮化鋁調合粉末充填於直徑50mm之模具內，以200kgf/cm²之壓力一軸加壓成形。不將氮化鋁成形體拔模，在其上部以氮化鋁比多的順序充填中間層的調合粉末，以200kgf/cm²的壓力在每次充填一軸加壓成形。最後充填第1構造體之原料之實驗例10的調合粉末，以200kgf/cm²進行加壓成形。對於使用了AlN[1]之層積體，為第2構造體之氮化鋁層10mm、中間層各1mm×3層，第1構造體之實驗例10的層10mm所形成之共計23mm的圓盤狀成形體。又，使用了AlN[2]之層積體，為第2構造體之氮化鋁層10mm、中間層各1mm×2層，第1構造體之實驗例10的層10mm所形成之共計22mm的圓盤狀成形體，將如此層積之圓盤狀成形體收納於燒成用的石墨模型中。

．燒成

將收納於石墨模型中之圓盤狀成形體藉由熱壓燒成而得到一體燒成之陶瓷材料。在熱壓燒成中，壓力為200kgf/cm²，燒成溫度為1800℃，燒成結束為止為氬氣氛。在燒成溫度之保持時間為4小時。又，對於實驗例20、21，也實施了在燒成溫度1750℃之燒成(實驗例20-1、21-1)。

以上述之製造方法所得到的燒結體，係同於使用了AlN[1]之層積體(實驗例20、20-1)、與使用了AlN[2]之層積體(實驗例21、21-1)，上部為高耐蝕之鎂-鋁氧氮化物，燒結部的下部為高熱傳導之氮化鋁為主之燒結體而 構成，其中間配置著中間層。中間層，係隨著從第1構造體接近第2構造體而使AlN的含有量變高而使成分傾斜之物。這些燒結體中，各層間沒有裂痕、龜裂等。這被認為是藉由在第1構造體與第2構造體之間具有中間層而迴避了燒成中的熱應力。又，藉由抑制基材之氮化鋁的熱膨脹率，而可使基材與鎂-鋁氧氮化物間產生之熱應力變小，而可使中間層薄。如此之燒結體，被認為適合用於例如靜電夾頭或承受器、加熱器、平板、內壁材、監視窗、微波導入窗、微波結合用天線等之半導體製造裝置用構件。

[實驗例22~24]

在實驗例22，如表2所示，係除了以實驗例6之陶瓷材料做為第1構造體，氧化鋁做為第2構造體，沒有中間層而在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。在實驗例23，如表2所示，係除了以實驗例6之陶瓷材料做為第1構造體，氧化釔做為第2構造體，沒有中間層而在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。在實驗例24，如表2所示，係除了以實驗例13之陶瓷材料做為第1構造體，氮化鋁(AlN[1])做為第2構造體，沒有中間層而在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。實驗例22~24之任一種，在層間都沒有確認到裂痕或龜裂等。又，在實施例22~24，任一種之第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數皆小至0.3ppm/K，因此可以沒有中間層而防止裂痕或龜裂等之發生。這些層積體，也同於實驗例20、21，被認為適合用於例如靜電夾頭 或承受器、加熱器、平板、內壁材、監視窗、微波導入窗、微波結合用天線等之半導體製造裝置用構件。又，在實驗例22~24中，也可設置如實驗例20、20-1、21、21-1設置中間層。

[實驗例25、26]

在實驗例25，如表2所示，係除了以氧化鋁做為第1構造體，氮化鋁(AlN[1])做為第2構造體，在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。在實驗例26，如表2所示，係除了以尖晶石做為第1構造體，氮化鋁(AlN[1])做為第2構造體，在氮氣氛中層積燒結以外，同於實驗例20而得到層積體。實驗例25、26皆在層間發生裂痕。這是被認為由於第1構造體與第2構造體之線熱膨脹係數差過大，其結果，即使設置了中間層，也無法完全防止熱膨脹差造成之裂痕。

[加熱裝置之製造與評價]

對於與本發明有關之陶瓷加熱器之製造方法，係一邊參照第5圖~第9圖、一邊說明。

如表3所示，分別製造第5圖、第6圖、第7圖或第9圖所示之加熱裝置。

首先，在實驗No.1-C1、C2、C3、C4、C5、2-C1、C2、C3、C4、C5，藉由本發明之陶瓷材料形成環狀部，藉由氮化鋁形成承受器。具體係如以下流程。

(A)進行環狀部之材料調整。關於構成環狀部之材料，具體而言，係秤量氧化鎂原料、氧化鋁原料及氮化鋁原料，以異丙醇為溶劑，在耐龍製之瓶中，使用直徑5mm之氧化鋁磨石，濕式混合4小時。做為混合方法，例如使用被稱為旋轉式圓筒篩之容器本身回轉之大型球磨裝置來進行。混合後取出懸浮液，在氮氣氣流中在110℃乾燥。之後通過30網目之篩網，而成為調合粉末。此調合粉末之鎂/鋁莫耳比為1.2。

另一方面，關於承受器之材料，具體而言，係將氮化鋁陶瓷粉末與成形用黏結劑混合。藉由旋轉是圓筒篩之混合時間為例如30分鐘左右。之後，藉由噴霧乾燥機(SD)等之造粒裝置，進行造粒，而得到造粒粉。

(B)接著，將所得到之承受器用之造粒粉，藉由機械加壓而在一軸加壓下成形，更將環狀部用之調合粉末添加於既定場所，再度藉由機械加壓而在一軸加壓下成形，而製造預備的成形體。然後，在此預備的成形體內部載置發熱 體及電流導入端子部，再進行藉由機械加壓之成形。

(C)將如上述所做成之成形體放入熱壓方式等之燒成爐，進行一體燒成。熱壓，係在碳治具內充填或插入原料粉末或成形體，在30~50MPa之一軸加壓下燒成，適合在通常之常壓燒結難以緻密化之陶瓷材料的燒成。此時之燒成條件為燒成溫度1600℃~2000℃，壓力100~300kg/cm²，燒成時間為2~5小時。

(D)又，在承受器之背面側設置軸。軸部分，係與平板另外製造。首先，進行軸之材料調整。具體而言，同於構成平板之承受器之氮化鋁陶瓷之材料調整而得到調合粉末。將所得到之調合粉末放入冷間等方壓加壓(冷間靜水壓加壓：Cold Isostatic Pressing,CIP)等之燒成爐，進行燒成，而製造成形體。CIP係對藉由模具成形法而得到之一軸成形體施以等方壓的成形處理之方法，可使成形體的密度提升且減少不均。不進行模具成形，而直接在橡膠模中充填原料粉末進行CIP處理，來得到成形體也是可能的。將如此所得到之軸之成形體藉由常壓燒成爐等來進行燒成。此時之燒成條件為燒成溫度1600℃~2000℃，壓力1~30kg/cm²，燒成時間為1~5小時。然後，進行軸的外周或外襯之加工。藉由上述之順序而得到之平板與軸，係藉由直接黏接法，在燒成爐內接合。此時之燒成條件為燒成溫度1400℃~2000℃，壓力100~300kg/cm²，燒成時間為2~5小時。

(E)環狀構件之配置範圍，係如表3所示做了各種變 更。但是，係將環狀構件之設置範圍，做為從承受器之中心開始之距離(R)而進行各種變更。

但是，在實驗例No.1-C1、C2、C5，係如第5圖所示，環狀部延伸至承受器之外周邊緣。在實驗例No.1-C3、C4，係如第6圖所示，在承受器之外周形成了環狀部突起2c。在實驗例No.2-C3、C4，係如第7圖所示，在環狀部之外周形成了環狀突起6a，且在承受器之外周形成了環狀突起2c。在實驗例No.2-C1、C2、C5，係如第7圖所示，在環狀部之外周形成了環狀突起6a，但是環狀部延伸至承受器之外周邊緣，在承受器之外周沒有形成環狀突起2c。

[實驗No.1-A、2-A]

在實驗No.1-A中，製造如第9圖所示之承受器。在實驗No.2-A，雖製造如第7圖所示之承受器，但環狀部延伸至承受器之外周邊緣，在承受器之外周沒有形成環狀突起2c。承受器之材質僅有氮化鋁，如實驗No.1-C、2-C來製造。

[實驗No.1--B、2-B]

在實驗No.1-B中，製造如第9圖所示之承受器。在實驗No.2-B，雖製造如第7圖所示之承受器，但環狀部延伸至承受器之外周邊緣，在承受器之外周沒有形成環狀突起2c。承受器之材質僅有以MgAlON為主相之前述陶瓷材料，如實驗No.1-C、2-C來製造。

[試驗條件]

．耐蝕試驗：ICP：800W，偏壓：450W，導入氣體：NF₃/ O₂/Ar=75/35/100sccm，0.05Torr，暴露時間：100小時，試料溫度：600℃。

．評價特性：在上述耐蝕試驗前後之晶圓上的溫度均一性、顆粒量、表面粗度

．晶圓外周部成膜範圍

將各例之陶瓷加熱器設置於CVD內，將矽晶圓設置於陶瓷加熱器上，加熱至550℃，進行絕緣膜之CVD成膜。在所得到之成膜後之晶圓外周部測定膜之厚度而算出最大值與最小值之差(範圍)。又，加熱器之對於各溫度的加熱，係藉由無圖示之裝配於陶瓷平板背面之熱電對來進行溫度控制。”外周部成膜範圍”係具體而言，係以在R140~R147mm之範圍內之成膜厚度之最大/最小的差來定義。

在下表之各實驗例中所使用之Mg-Al-O-N為主相之前述材料，係在上述的實施例(表1)中實驗例12之組成。

在本發明之實施形態之實驗No.1-C、2-C，耐蝕試驗前之成膜範圍小，且耐蝕試驗後成膜範圍也保持著很顯著之小的值。

在實驗No.1-A、2-A，承受器係由氮化鋁形成，在耐蝕試驗前後成膜範圍皆大。

在實驗實驗No.1-B、2-B，承受器係僅由MgAlON為主相之前述陶瓷材料形成，雖然耐蝕性高，耐蝕試驗後成膜範圍也不會劣化。但是，耐蝕試驗前之成膜範圍較實驗No.1-C、2-C差。

這些的作用效果，在半導體處理裝置領域中是劃時代的，很明顯可期待在產業上有許多的利用。

以上說明了本發明之特定的實施形態，但本發明並不限定於這些特定的實施形態，只要是不脫離申請專利範圍的範圍，可進行各種的變更或改變而實施。

1A、1B、1C‧‧‧加熱裝置

2A、2B‧‧‧基台

2c‧‧‧突起部

3‧‧‧發熱體

5‧‧‧介電體層

6A、6B‧‧‧環狀部

6a‧‧‧非載置部

6b‧‧‧載置部

9A、9B‧‧‧承受器

9a‧‧‧加熱面

11‧‧‧承受器

di‧‧‧載置部6b之寬度

do‧‧‧非載置部6a之寬度

E‧‧‧半導體W之邊緣

W‧‧‧半導體

T‧‧‧成膜膜厚

第1圖係實驗例1之XRD解析圖表。

第2圖係實驗例1、4之EPMA元素對照像。

第3圖係實驗例7之XRD解析圖表。

第4圖係實驗例10之XRD解析圖表。

第5圖係概略顯示與本發明之實施形態有關之加熱裝置1A之圖。

第6圖係概略顯示與本發明之實施形態有關之加熱裝 置1B之圖。

第7圖係概略顯示與本發明之實施形態有關之加熱裝置1C之圖。

第8圖係模式的顯示與本發明之實施形態有關之加熱裝置1B之電漿狀態之圖。

第9圖係概略顯示參考例之加熱裝置11之圖。

1A‧‧‧加熱裝置

2A‧‧‧基台

2a‧‧‧基台2A之上面

2b‧‧‧承受器的下面(背面)

3‧‧‧發熱體

4‧‧‧電極

5‧‧‧介電體層

6A‧‧‧環狀部

6a‧‧‧非載置部

6b‧‧‧載置部

9A‧‧‧承受器

9a‧‧‧加熱面

di‧‧‧載置部6b之寬度

do‧‧‧非載置部6a之寬度

E‧‧‧半導體W之邊緣

W‧‧‧半導體

Claims (24)

1. 一種加熱裝置，包括具有配置於基台以及前述基台的上面、且具有加熱半導體之加熱面之介電體層之承受器與在前述基台的上面且設置於前述介電體層之外側之環狀部，其特徵在於：前述環狀部係由鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料形成，此陶瓷材料，以使用CuK α射線時之XRD高峰出現於至少在2 θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物相為主相。
2. 如申請專利範圍第1項之加熱裝置，其中，前述承受器包括包圍前述環狀部之外周邊緣之外周側突起。
3. 如申請專利範圍第1項之加熱裝置，其中，前述環狀部包括載置前述半導體之外周部之載置部。
4. 如申請專利範圍第3項之加熱裝置，其中，前述環狀部係設置於前置載置部的外側，包括包圍前述半導體之非載置部。
5. 如申請專利範圍第4項加熱裝置，其中，前述非載置部係由包圍前述半導體之外周邊緣之環狀突起部所形成。
6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項加熱裝置，其中，前述承受器與前述環狀部為一體燒結。
7. 如申請專利範圍第6項之加熱裝置，其中，包括設置於前述承受器與前述環狀部之中間層。
8. 如申請專利範圍第6項之加熱裝置，其中，包括埋 設於前述承受器之內部之發熱體，以及埋設於前述承受器內部之高頻發生電極。
9. 如申請專利範圍第8項之加熱裝置，其中，包括與前述承受器之背面接合之支持部。
10. 如申請專利範圍第1至5項中任一項加熱裝置，其中，前述在2 θ為47~49°。
11. 如申請專利範圍第1至5項中任一項加熱裝置，其中，前述陶瓷材料，係以氮化鋁固溶於氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之結晶相為副相。
12. 如申請專利範圍第11項之加熱裝置，其中，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuK α射線時之(200)面及(220)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2 θ=42.9~44.8°、62.3~65.2°之間。
13. 如申請專利範圍第12項之加熱裝置，其中，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuK α射線時之(111)面之XRD高峰係出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2 θ=36.9~39°之間。
14. 如申請專利範圍第1至5項中任一項加熱裝置，其中，構成前述承受器之材質，係由氮化鋁、氧化釔或是氧化鋁為主相之陶瓷所形成。
15. 一種環狀部，配置於基台的上面，設置於具有加熱半導體之介電體層之外側，其特徵在於：前述環狀部係由鎂、鋁、氧及氮為主成分之陶瓷材料 形成，此陶瓷材料，以使用CuK α射線時之XRD高峰出現於至少在2 θ=47~50°之鎂-鋁氧氮化物相為主相。
16. 如申請專利範圍第15項之環狀部，其中，包括包圍前述半導體之外周邊緣之環狀突起。
17. 如申請專利範圍第15或16項之環狀部，其中，前述在2 θ為47~49°。
18. 如申請專利範圍第15或16項之環狀部，其中，前述陶瓷材料，係以氮化鋁固溶於氧化鎂中之氧化鎂-氮化鋁固溶體之結晶相為副相。
19. 如申請專利範圍第18項之環狀部，其中，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuK α射線時之(200)面及(220)面之XRD高峰出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2 θ=42.9~44.8°、62.3~65.2°之間。
20. 如申請專利範圍第19項之環狀部，其中，前述氧化鎂-氮化鋁固溶體，在使用CuK α射線時之(111)面之XRD高峰係出現在氧化鎂立方晶的高峰與氮化鋁立方晶的高峰之間之2 θ=36.9~39°之間。
21. 如申請專利範圍第1至5項中任一項加熱裝置，其中，用於製造前述陶瓷材料的原料中的鎂來源，係為氧化鎂。
22. 如申請專利範圍第1至5項中任一項加熱裝置，其中，前述陶瓷材料具有0.12%以下的開氣孔率。
23. 如申請專利範圍第15或16項之環狀部，其中，用於製造前述陶瓷材料的原料中的鎂來源，係為氧化鎂。
24. 如申請專利範圍第15或16項之環狀部，其中，前述陶瓷材料具有0.12%以下的開氣孔率。