TWI911075B

TWI911075B - 具有混合塗層的陶瓷基座

Info

Publication number: TWI911075B
Application number: TW114110182A
Authority: TW
Inventors: 金允鎬; 金周煥; 朴桓寧; 金甫星; 李炫澤
Original assignee: 南韓商Ｋｓｍ元件股份有限公司
Priority date: 2024-04-17
Filing date: 2025-03-19
Publication date: 2026-01-01

Abstract

揭露一種陶瓷基座，其不僅與傳統的陶瓷基座相比在高溫下具有優異的體積電阻和在室溫下具有優異的熱導率，而且即使在高溫環境中也具有優異電漿抗性，且不會發生塗層剝離，因此具有減少顆粒的效果。

Description

具有混合塗層的陶瓷基座

本發明有關於一種包括混合塗層的陶瓷基座，更具體地，有關於一種以下的包括混合塗層的陶瓷基座，其與傳統陶瓷基座相比不僅在高溫下具有特別優異的體積電阻和在室溫下具有優異的熱導率、而且還改善了電漿抗性並減少顆粒的產生。

隨著近期半導體製程發展為大直徑設備，同時伴隨製程微型化和高整合度以改善產量，高輸出電漿（high-output plasma）的使用變得不可避免，且製程在高溫下的嚴苛環境中執行。

在用於蝕刻半導體裝置或實現其他超精細形狀的製程領域中，使用高溫電漿的真空電漿設備被廣泛使用。此外，這類真空電漿設備包括：電漿增強化學氣相沉積（plasma enhanced chemical vapor deposition，PECVD）設備，其使用電漿的化學氣相沉積方法在基板上形成沉積膜；物理形成沉積膜的濺射設備；以及將基板或塗覆在基板上的材料蝕刻成特定圖案的乾式蝕刻設備等。

由於在此真空電漿設備內部產生高溫電漿，腔室及其內部組件很可能受到損壞。此外，從腔室的表面和其內部提供的零件產生特定元素和污染顆粒的可能性很高，從而污染腔室的內部。特別是，在電漿蝕刻設備的情況下，由於在電漿氣氛下注入F和Cl等反應性氣體，腔室的內壁及其內部組件不可避免地處於非常腐蝕性的環境中。一般而言，這種腐蝕首先對腔室和設置於其中的零件造成化學和物理損壞，其次產生污染物和顆粒，導致在腔室內部的製程中所製造的產品的缺陷率增加和品質下降。

此外，如果腔室和設置於其中的零件受損，由於一些受損的設備需要更換、清潔或修復，會產生額外的成本，且由於為此必須停止製程線，製造產品所需的製程時間也會增加。基於這些原因，安裝在現有腔室內的金屬基座正被陶瓷基座所取代。這類陶瓷基座的實例包括具有優異熱導率的氮化鋁（aluminum nitride，AlN）燒結體或氧化鋁（alumina，Al₂O₃）燒結體。此外，這些陶瓷基座主要用於半導體製造製程中的加熱器或靜電夾持器。

在氮化鋁的情況下，它在高溫下穩定且具有例如優異的電絕緣特性和熱導率等的物理特性。此外，由於它具有與矽相似的熱膨脹係數，它主要用於需要在高溫下具有高電阻的半導體製造裝置中。氧化鋁也是一種在高溫下穩定的材料，具有比氮化鋁更好的電絕緣特性和更高的硬度。

然而，即使在這些近期的陶瓷基座的情況下，它們也不能滿足例如體積電阻和熱導率等陶瓷特性，以承受更嚴苛的高溫製程環境。在氮化鋁的情況下，體積電阻在500℃時迅速下降，此容易導致漏電流，而在氧化鋁的情況下，此存在室溫下熱導率非常低的問題，僅為20 W/m.k至30 W/m.k的水平。如果室溫下的熱導率僅為20 W/m.k至30 W/m.k，會出現溫度均勻性偏差增加和產率下降的問題。此外，如果熱導率的溫度均勻性偏差較大，產品的壽命可能會因熱應力和熱衝擊而縮短。

此外，即使使用如氮化鋁燒結體或氧化鋁燒結體等陶瓷部件，不僅因電漿而使腐蝕抗性仍然惡化，還存在因鹵素氣體（F、Cl、Br、I等）而從部件表面產生污染顆粒的問題。因此，在技術領域中，曾嘗試通過使用例如電漿噴塗、室溫沉積（氣溶膠沉積）、PVD或CVD等方法在陶瓷部件的表面塗覆具有電漿腐蝕抗性的氟基材料（如YOF、AlF、LaF和YF₃）或氧化釔（Y₂O₃）來改善電漿腐蝕抗性。然而，在這種情況下，相對密度較低，因此塗層從基材剝離或在塗層中形成孔隙，這不僅降低了電漿腐蝕抗性，還導致構成塗層的粉末流失，從而引起產生細小顆粒和增加製程成本的問題。

因此，需要一種陶瓷部件，其即使在使用高溫環境和高輸出電漿的近期半導體製程中也具有優異的體積電阻和熱導率，並且能夠通過在陶瓷部件的表面塗覆具有電漿腐蝕抗性的組分來改善電漿抗性和對鹵素氣體的腐蝕抗性，使塗層不會從基材剝離且不會產生細小顆粒。[先前技術文件][專利文件]（專利文件1） KR 10-2369346 B1

技術問題

本發明的目的是提供一種陶瓷基座，其不僅與傳統陶瓷基座相比在高溫下具有特別優異的體積電阻和在室溫下具有優異的熱導率，而且還能通過在基座中包含的塗層與燒結體之間形成穩定的塗層界面來改善電漿抗性和顆粒抗性。

技術方案

為了達成上述目的，本發明提供一種陶瓷基座，包含：陶瓷板層；以及位於陶瓷板層上的塗層，其中陶瓷板層含有氧化鋁（Al₂O₃）；和氮化鋁（AlN）且不含鋁氧氮化物相（AlON相），並且它包含在陶瓷板層與塗層之間的界面處由反應燒結形成的反應層。

有利效果

根據本發明的陶瓷基座，與傳統陶瓷基座相比，其不僅在高溫下具有特別優異的體積電阻和在室溫下具有優異的熱導率，而且在基座中包含的塗層與燒結體之間具有穩定的塗層界面，並具有優異的電漿抗性和顆粒抗性。

以下，本發明將詳細描述。

根據本發明一實施例（第一實施例）的陶瓷基座是包括陶瓷板層、以及位於陶瓷板層上的塗層的陶瓷基座，其中陶瓷板層包含氧化鋁（Al₂O₃）；和氮化鋁（AlN）且不包含鋁氧氮化物相（AlON相），並且它包含在陶瓷板層與塗層之間的界面處由反應燒結形成的反應層。

隨著半導體製程變得越來越微小化和高度集成，使用高輸出電漿是不可避免的，因此，為了蝕刻半導體裝置或實現其他超精細形狀，廣泛使用採用高溫電漿的真空電漿設備。因此，在技術領域中，取代現有金屬基座，使用具有更好電漿腐蝕抗性的氮化鋁（Al₂O₃）燒結體或氧化鋁（Al₂O₃）燒結體製成的陶瓷基座。特別是，最近，為了改進製程並並增加設備直徑以提高在半導體製程中的產率，半導體的製造製程在600℃至700℃的更嚴苛環境中進行。為了承受這種環境，陶瓷基座必須滿足在500℃時體積電阻為1.0E+10 Ω·公分至1.0E+13 Ω·公分以及在室溫下熱導率為30 W/m.k至60 W/m.k的陶瓷特性。

然而，在氮化鋁的情況下，體積電阻在500℃時迅速下降，此容易導致漏電流，而在氧化鋁的情況下，存在室溫下熱導率非常低、僅為20 W/m.k至30 W/m.k的水平的問題。如果室溫下熱導率僅為20 W/m.k至30 W/m.k，則存在溫度均勻性偏差增加且產率降低的問題。此外，如果熱導率的溫度均勻性偏差較大，產品的壽命可能因熱應力和熱衝擊而縮短。因此，經過各種研究，本申請人發明了一種可在500℃或更高溫度下使用的陶瓷基座，其即使在500℃或更高溫度下也能通過具有高的體積電阻來防止漏電流，並且由於室溫下的熱導率也高於正常情況，因此解決了上述問題。

根據本發明第一實施例的陶瓷基座使用包含氧化鋁（Al₂O₃）以及氮化鋁（AlN）作為主相的燒結體作為陶瓷板層，氧化鋁不僅具有優異的電絕緣特性和高硬度，而且在高溫下也穩定，而氮化鋁在高溫下穩定且具有優異的電絕緣特性和熱導率的物理特性。

特別是，本發明的特徵在於通過以最佳比例混合氧化鋁和氮化鋁，彌補了當氧化鋁和氮化鋁單獨使用時發生的問題以及當氧化鋁和氮化鋁未以最佳比例混合時發生的問題。具體而言，如果像本發明中那樣以最佳比例混合氧化鋁和氮化鋁，則不會產生諸如AlON相等次級相（即不包含包括AlON相的次級相），且氧化鋁相和氮化鋁相均勻混合並分佈而不改變晶相，因此可以最大化陶瓷板層的物理特性。此外，在製造陶瓷板層的製程中，通過在最佳溫度（低於1,650℃的溫度，優選地高於1,300℃且低於1,650℃）執行燒結製程，可以更徹底地防止次級相的產生。因此，陶瓷板層滿足在500℃時體積電阻為1.0E+10 Ω·公分至1.0E+13 Ω·公分以及在室溫下熱導率為30 W/m.k至60 W/m.k的陶瓷特性。

根據本發明第一實施例的陶瓷板層含有超過68重量%至小於95重量%、更優選70重量%至80重量%、最優選73重量%至77重量%的氧化鋁。

此外，根據本發明第一實施例的陶瓷板層含有5重量%或更多且小於32重量%，優選5重量%至30重量%，更優選20重量%至30重量%，最優選23重量%至27重量%的氮化鋁。如果氧化鋁和氮化鋁各自不滿足上述含量範圍，則在500℃時的體積電阻或在室溫下的熱導率不符合要求，因此陶瓷板層不滿足陶瓷特性，即這些特性要求在500℃時的體積電阻為1.0E+10 Ω·公分至1.0E+13 Ω·公分以及在室溫下的熱導率為30 W/m.k或更高。

氧化鋁和氮化鋁的純度分別優選為99%或更高，它們的顆粒優選為奈米尺寸，且兩者優選以粉末形式使用。

更具體地說，氧化鋁顆粒可具有奈米尺寸到微米尺寸。例如，氧化鋁顆粒可以是通過以約7：3的重量比混合尺寸為3微米至5微米的氧化鋁顆粒和尺寸為50奈米的氧化鋁顆粒，然後通過球磨製程（ball-mill process）將它們粉碎而獲得的顆粒。然而，顆粒尺寸和混合比可能有很大變化，且球磨製程可能被排除，因此不限於上述實例。

此外，氮化鋁顆粒的平均粒徑（D50）可為0.5微米至1.5微米，優選0.8微米至1.3微米，更優選0.9微米至1.2微米。如果氮化鋁顆粒的平均粒徑（D50）小於0.5微米，反應溫度降低，這可能導致在低溫下與氧化鋁反應而產生次級相的問題。此外，如果氮化鋁顆粒的平均粒徑（D50）超過1.5微米，則無法與氧化鋁形成最佳緻密/足夠緻密的結構，因此，在最終燒結期間可能會發生密度降低的問題。此外，在本發明中，最好盡可能排除奈米尺寸的氮化鋁顆粒。

同時，根據第一實施例的陶瓷板層可在必要時進一步包含摻質。摻質可用於改善陶瓷板層的熱導率。

例如，當將正常燒結體應用於基板並在500℃或更高的高溫下使用用於半導體的陶瓷加熱器或靜電夾持器時，有些情況下基板會因無法跟上加熱元件的溫度快速變化而被熱衝擊破壞。然而，為了改善基板的熱衝擊抵抗性，如果摻質均勻混合並應用於加熱器或靜電夾持器，來自可以有效傳遞加熱元件的熱量，且可以防止基板因熱衝擊而破裂。

此外，作為本發明的摻質，可舉例說明氧化鎂（MgO）、氧化釔（Y₂O₃）、石墨烯和稀土複合氧化物中的任一種或多種。

如果陶瓷板層還包含摻質，基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，摻質的含量可為0.05重量份至2重量份，優選0.1重量份至1重量份，更優選0.2重量份至0.8重量份。如果基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，摻質的含量少於0.05重量份或完全不包含摻質，則會出現與先前技術中相同的問題，或者使用摻質可獲得的效果顯著降低，因此熱導率的改善程度可能不足，且還可能發生不燒結問題。此外，如果基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，摻質的含量超過2重量份，分散效果會降低，因此反而可能有熱導率降低和燒結密度降低的趨勢，且由於摻質的影響，還會存在產品顏色可能變暗或呈現相應摻質的顏色的問題。此外，本發明中使用的所有摻質優選具有99%或更高的純度。此外，優選每種摻質的含量為0.05重量%至0.5重量%。

可包含作為摻質之一的氧化鎂，以改善陶瓷板層的熱導率和體積電阻。氧化鎂可通過與氧化鋁及/或氮化鋁的燒結引起MgAl₂O₄相或MgAlON相的形成。如果過量產生MgAl₂O₄相或MgAlON相，則由於密度會降低，因此反而可能降低熱導率，因此即使使用相同成分，也有必要控制成分的含量。例如，在本發明中，基於陶瓷板層的總重量，包含在陶瓷板層中的MgAl₂O₄相和MgAlON相中的至少一種的含量可為少於1重量%，優選少於0.8重量%，更優選少於0.6重量%。此外，對於氧化鎂的粒徑沒有特別限制，但最好排除可能具有相對較弱效果的奈米級粒子。

可包含氧化釔（Y₂O₃）以改善陶瓷板層的熱導率。氧化釔的純度優選為99%或更高，且從通過致密化改善物理特性的角度來看，氧化釔粒子具有奈米尺寸更好，且氧化釔最好以粉末形式使用。更具體地，氧化釔粒子的平均粒徑（D50）可為50奈米至150奈米，優選70奈米至120奈米，更優選90奈米至100奈米。如果氧化釔粒子的平均粒徑（D50）小於50奈米，即使僅含有微量，由於奈米級氧化釔粉末的特性，可能存在燒結體呈現氧化釔粒子顏色（黃色等）等問題的風險。此外，如果氧化釔粒子的平均粒徑（D50）超過150奈米，在燒結過程中可能形成不完全燒結體，因此由於密度降低可能發生熱導率降低的問題。特別是，如果氧化釔粒子的平均粒徑（D50）處於微米級，這些問題可能變得更加明顯。

也可包含石墨烯以改善陶瓷板層的熱導率。石墨烯的純度優選為99%或更高，石墨烯粒子具有奈米尺寸，且這種石墨烯優選以粉末形式使用（石墨烯奈米粉末，GNP）。更具體地，石墨烯粒子的平均粒徑（D50）可為0.1奈米至1.5奈米，優選0.3奈米至1奈米，更優選0.5奈米至0.8奈米。如果石墨烯粒子的平均粒徑（D50）小於0.1奈米，可能不夠大以作為石墨烯粒子之間的橋樑，因此可能不足或不存在改善熱導率的效果。此外，如果石墨烯粒子的平均粒徑（D50）超過1.5奈米，石墨烯粒子可能相互纏結而無法良好分散，因此可能發生由於密度降低而導致熱導率降低的問題。

最後，稀土複合氧化物包含選自鈧（Sc）、鑭（La）、鈰（Ce）、鐠（Pr）、釹（Nd）、鉕（Pm）、釤（Sm）、銪（Eu）、釓（Gd）、鋱（Tb）、鏑（Dy）、鈥（Ho）、鉺（Er）、銩（Tm）、鐿（YB）和鑥（Lu）組成的群組中的兩種以上的稀土金屬。含有這種稀土金屬的稀土複合氧化物的純度優選為99%或更高。稀土複合氧化物的形狀優選為粉末，且對粉末粒子的尺寸沒有特別限制。

稀土複合氧化物可進一步改善陶瓷板層的熱導率，且通過使用稀土複合氧化物，還可減少去吸附所需的時間。稀土複合氧化物含有如上所述的兩種以上的稀土金屬，且優選含有2至5種不同的稀土金屬。

作為含有2至5種不同稀土金屬的稀土複合氧化物，可舉例說明含有兩種不同稀土金屬的複合氧化物，如銪-釓複合氧化物（EuGdO_X）、釤-釓複合氧化物（SmGdO_X）、鈰-銪複合氧化物（CeEuO_X）、釤-鈰複合氧化物（SmCeO_X）、釓-釤複合氧化物（GdSmO_X）和鑭-鈰複合氧化物（LaCeO_X）；含有三種不同稀土金屬的複合氧化物，如釤-鈰-銪複合氧化物（SmCeEuO_X）、釓-鈰-鑭複合氧化物（GdCeLaO_X）和銪-釓-釤複合氧化物（EuGdSmO_X）；含有四種不同稀土金屬的複合氧化物，如釤-鈰-釓-銪複合氧化物（SmCeGdEuO_X）和釓-釤-銪-鑭複合氧化物（GdSmEuLaO_X）；以及含有五種不同稀土金屬的複合氧化物，如釤-鈰-銪-釓-鑭複合氧化物（SmCeEuGdLaO_X），此外，只要含有2至5種不同的稀土金屬（氧化物），可以不受特別限制地使用。

含有2至5種不同稀土金屬的稀土複合氧化物可以各種混合比率含有各種類型的稀土金屬。例如，含有2至5種不同稀土金屬的稀土複合氧化物可以2.5至3.5：1的重量比含有兩種類型的稀土金屬（氧化物），以1至3.5：0.5至2.5：1的重量比含有三種類型的稀土金屬（氧化物），以1.5至3.5：0.5至2.5：1至2.5：1的重量比含有四種類型的稀土金屬（氧化物），或以1至3：0.5至1.5：0.5至1.5：1至2：1的重量比含有五種類型的稀土金屬（氧化物），以便適當混合稀土金屬（氧化物）來最大化稀土複合氧化物的預期效果。例如，SmCeEuO_X中各稀土金屬（氧化物）的重量比可為2：1：1，GdCeLaO_X中各稀土金屬（氧化物）的重量比可為3：2：1，EuGdSmO_X中各稀土金屬（氧化物）的重量比可為1.5：1.5：1，SmCeGdEuO_X中各稀土金屬（氧化物）的重量比可為2：1：1.5：1，GdSmEuLaO_X中各稀土金屬（氧化物）的重量比可為3：2：2：1，以及SmCeEuGdLaO_X中各稀土金屬（氧化物）的重量比可為2：1：1：1.5：1。

在稀土複合氧化物中，任一稀土金屬可固溶於其他（或任一）稀土金屬氧化物中。通過這種方式，稀土金屬氧化物的晶體發生變化，因此，稀土複合氧化物與單一稀土金屬氧化物相比可具有增加的氧晶格缺陷。以這種方式，具有增加氧晶格缺陷的稀土複合氧化物具有改善的界面反應性，因此可以有效地與陶瓷板層內組分的界面或晶格氧進行反應。

此外，作為含有一種稀土金屬的稀土金屬氧化物，可列舉氧化鈧（Sc₂O₃）、氧化鑭（La₂O₃）、氧化鈰（CeO₂）、氧化鐠（Pr₆O₁₁）、氧化釹（Nd₂O₃）、氧化鉕（Pm₂O₃）、氧化釤（Sm₂O₃）、氧化銪（Eu₂O₃）、氧化釓（Gd₂O₃）、氧化鋱（Tb₄O₇）、氧化鏑（Dy₂O₃）、氧化鈥（Ho₂O₃）、氧化鉺（Er₂O₃）、氧化銩（Tm₂O₃）、氧化鐿（YB₂O₃）和氧化鎦（Lu₂O₃），但本發明不包含僅含有一種稀土金屬作為摻質的稀土金屬氧化物。

同時，先前，摻質被描述為含有氧化鎂、氧化釔、石墨烯和除氧化釔外的剩餘稀土金屬氧化物中的一種或多種。然而，對於本發明而言，基本上包含氧化鎂作為摻質更好。此外，優選將氧化鎂和石墨烯一起使用作為摻質。此外，更優選將氧化鎂、石墨烯和氧化釔一起使用作為摻質。此外，最優選將氧化鎂、石墨烯、氧化釔和稀土複合氧化物一起使用作為摻質。

如果氧化鎂和石墨烯一起使用作為摻質，基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，氧化鎂的含量可為0.05到0.5重量份，石墨烯的含量可為0.05到0.5重量部。

此外，如果氧化鎂、石墨烯和氧化釔一起使用作為摻質，基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，氧化鎂的含量可為0.05到0.5重量份，石墨烯的含量可為0.05到0.5重量份，氧化釔的含量可為0.05到0.5重量份。

此外，如果氧化鎂、石墨烯、氧化釔和稀土複合氧化物一起使用作為摻質，基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，氧化鎂的含量可為0.05到0.5重量份，石墨烯的含量可為0.05到0.5重量份，氧化釔的含量可為0.05到0.5重量份，稀土複合氧化物的含量可為0.05到0.5重量份。

以下，將詳細描述根據上述本發明第一實施例的陶瓷基座的陶瓷板層上形成的電漿抗性混合塗層。

根據本發明第一實施例的陶瓷基座可以通過在作為燒結體使用的陶瓷板層上形成塗層來穩定塗層界面，其方式是在陶瓷板層與塗層之間的界面處通過反應燒結形成反應層，從而減少由於微觀結構和陶瓷板層與塗層之間的物理特性（如熱膨脹係數）差異而產生的應力。

具體而言，根據本發明第一實施例的陶瓷基座包括：位於陶瓷板層上的塗層，其中塗層可包括形成在陶瓷板層上的第一塗層；以及形成在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處的反應層。

根據現有技術，氧化釔或Y基化合物被塗覆在氮化鋁或Al₂O₃陶瓷板上，但塗覆後，由於微觀結構和物理特性（如熱膨脹係數）差異所產生的應力，在界面處發生剝離現象，特別是在500℃或更高的高溫環境中，塗層的剝離現象變得更加明顯。

然而，本發明人發現，如果使用熱壓燒結方法將Y（釔）基化合物塗覆在含有氮化鋁和Al₂O₃的陶瓷板上形成塗層，則通過反應燒結而在陶瓷板層與塗層之間的界面處產生反應層，此具有增加硬度和密度以及致密化的效果。此反應層是通過高溫和高壓能量的反應燒結產生的，其穩定了陶瓷板層與塗層之間界面的微觀結構，並緩解了由構成陶瓷板層和塗層的不同材料之間的物理特性（如熱膨脹係數）差異引起的應力，從而使塗層即使在500℃或更高的高溫環境中也能穩定維持而不發生剝離。

更具體地說，根據本發明第一實施例的陶瓷基座包括通過使用熱壓方法在陶瓷板層上燒結塗層材料形成的第一塗層，塗層材料包括Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種。在這種情況下，通過陶瓷板層的材料與塗層的材料的反應燒結，在陶瓷板層與塗層材料之間的界面處形成反應層。也就是說，塗層材料中含有的釔成分可以與陶瓷板層中存在的鋁或氧化鋁成分反應並燒結，以形成含有YAG、YAM和YAP中一種或多種的YAG反應層，在本發明第一實施例中，這被定義為反應層。

在這種情況下，為了產生更穩定的反應層，最好將氧化釔（Y₂O₃）作為塗層材料的必要成分，但本發明不限於此，即使塗層材料含有除氧化釔以外的一種或多種Y基化合物（YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP），或塗層材料含有包括氧化釔在內的兩種或多種Y基化合物，Y基化合物中含有的釔成分也可以與陶瓷板層中存在的鋁或氧化鋁成分反應並燒結，以形成含有YAG、YAM和YAP中一種或多種的反應層。

因此，在根據本發明第一實施例的陶瓷基座中，第一塗層可含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種，並且在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處形成由反應燒結產生的反應層，其中反應層可含有YAG、YAM和YAP中的一種或多種。在這種情況下，第一塗層是通過熱壓燒結製造的，其厚度（包括反應層）可形成為10微米到200微米。

在根據本發明第一實施例的陶瓷基座中，第一塗層可含有選自Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP組成的群組中的一種或多種化合物，其中這些化合物在本發明的說明書中被定義為Y基化合物。

在Y化合物當中，Y₂O₃表示為氧化釔（yttrium oxide），也稱為氧化釔（yttria）。YF₃指的是氟化釔，而YOF是氟氧化釔基化合物，可指選自Y₅O₄F₇、Y₆O₅F₈、Y₇O₆F₉和Y₁₇O₁₄F₂₃中的一種或多種類型。YAG代表釔鋁石榴石（YAG，Y₃Al₅O₁₂），而YAS代表氧化釔-氧化鋁-二氧化矽（YAS，釔鋁矽酸鹽，Y₂O₃-Al₂O₃-SiO₂）。YAM代表釔鋁單斜（YAM，Y₄Al₂O₉），而YAP代表釔鋁鈣鈦礦（YAP，YAlO₃）。

在根據本發明第一實施例的陶瓷基座中，塗層可通過在陶瓷板層上形成第一塗層和由熱壓產生的反應層、然後在第一塗層上再次形成由Y化合物組成的第二塗層來形成，以進一步改善電漿抗性和顆粒抗性。

在這種情況下，第二塗層含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種，並可通過濺射製程在第一塗層上形成。也就是說，第二塗層是通過在相對低度真空下產生電漿並加速惰性氣體（如離子化氬（Ar）氣體）使其與含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中一種或多種的靶材碰撞、從而在第一塗層上沉積含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中一種或多種的原子顆粒而形成的。

以此方式獲得的第二塗層由具有與構成第一塗層的材料相同或相似物理特性的材料組成，因此與第一塗層表現出非常高的結合強度，不僅形成優異的接合表面，還能顯著減少塗層表面的孔隙率，從而由於塗層緻密度的改善而具有進一步提高電漿抗性和顆粒抗性的優勢。

上述第二塗層含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種，並通過濺射製程在第一塗層上形成，其厚度可為0.1到5微米，當然，除了濺射製程外，還可通過各種沉積製程形成。

如上所述，根據本發明第一實施例的陶瓷基座是一種包含陶瓷板層和位於陶瓷板層上的第一塗層的陶瓷基座，其中陶瓷板層含有氧化鋁（Al₂O₃）和氮化鋁（AlN）且不含鋁氧氮化物相（AlON相），並且它包含通過反應燒結在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處形成的反應層。在此，第一塗層是通過熱壓方法形成的，並且可在第一塗層上進一步包含第二塗層以進一步改善電漿抗性和顆粒抗性，且塗層的特徵在於通過濺射製程形成。

由於第一塗層是通過將Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種塗層材料放置在陶瓷板層上、然後通過熱壓燒結而產生的，當陶瓷板層（基材）中含有的氧化鋁或鋁成分與塗層材料中的釔（Y）元素（即Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種）反應時，通過釔和鋁的反應燒結在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處產生了反應層，因此，該反應層含有YAG、YAM和YAP中的一種或多種。本發明的發明人發現，以這種方式生產的塗層具有增加硬度和密度以及塗層緻密化的效果。通過這種高溫和高壓能量，可穩定陶瓷板與塗層中Y基化合物之間的界面的微觀結構。

第二塗層可通過濺射製程在第一塗層上產生，並可含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種。由於第二塗層是在由Y化合物製成的第一塗層上產生的，它可增加對因基材與塗層之間物理特性差異而導致的變形或破壞的抵抗力。此外，隨著Y化合物塗層的進行，可期待由於電漿抗性的增加而產生顆粒減少效果。

接下來，將描述根據本發明的製造陶瓷基座的方法。

首先，根據第一實施例製造陶瓷基座的方法包括步驟1）製造陶瓷板層；和步驟2）在陶瓷板層上形成塗層。

首先，步驟1）製造陶瓷板層包括步驟a）混合氧化鋁（Al₂O₃）、氮化鋁（AlN）、醇類化合物和黏合劑，b）乾燥混合物以製備其中去除醇類化合物成分的粉末，c）壓縮和模塑乾燥粉末以生產加工成特定形狀的預成形本體，d）通過對製備好的預成形本體進行脫脂以去除黏合劑成分，以及e）燒結和研磨脫脂後的預成形本體。

此外，如有必要，可在步驟a）中添加並混合摻質，作為這種摻質，可列舉氧化鎂（MgO）、氧化釔（Y₂O₃）、石墨烯和稀土複合氧化物中的一種或多種。

在步驟a）中所使用的醇類化合物用於適當地混合原料，醇類化合物可包括例如具有1至5個碳原子的醇類化合物，具體為乙醇、甲醇和異丙醇。同樣，在步驟a）中所使用的黏合劑是為了改善原料的結合強度，且黏合劑可包括例如聚乙烯醇（polyvinyl alcohol，PVA）和聚乙烯丁醛（polyvinyl butyral，PVB）。

步驟b）是對在步驟a）中混合的粉末混合物進行乾燥以去除醇類成分的步驟。乾燥可通過所屬技術領域中已知的方法進行，如噴霧乾燥和真空乾燥，且可根據預期陶瓷板層的物理特性而採用不同的乾燥時間。

步驟c）是對乾燥粉末進行壓縮和模塑以生產加工成特定形狀的預成形本體的步驟。壓縮模塑是將步驟b）中乾燥的粉末控制成所需尺寸和形狀的第一個模塑製程，可舉例說明壓製模塑等。此時，為了製造具有更密集規格的產品，可視需要額外執行冷等靜壓（cold isostatic pressing，CIP）。壓製模塑優選在室溫和一般大氣中執行，但不限於此，且模塑期間的大氣只要不影響混合物的模塑即可。此外，在執行步驟c）中的模塑製程後，可通過使用綠色加工（在燒結前執行，也稱為生坯加工）方法等執行加工來製造預成形本體。

步驟d）是通過對製備好的預成形本體脫脂以去除黏合劑成分的步驟。脫脂是去除具有油性特性的黏合劑和污染物的製程，可在350℃至600℃的溫度下在60小時內執行。

步驟e）是通過對脫脂後的預成形本體進行燒結（第二次模塑）和研磨來製造陶瓷基板的步驟。燒結是進一步改善陶瓷板層的體積電阻率的第二次模塑製程，優選使用熱壓燒結方法。此外，如果脫脂後的預成形本體在1,650℃或更高的溫度下燒結，氧化鋁和氮化鋁會反應形成AlON相，這會導致降低熱導率的問題。因此，步驟e）中的燒結必須在低於1,650℃的溫度下執行，優選在1,300℃或更高且低於1,650℃的溫度下執行。

接下來，在陶瓷板層上形成塗層的步驟2）包括以下步驟：a）製備含有電漿抗性材料的塗層溶液，b）將準備好的塗層溶液噴塗到根據步驟1）準備的陶瓷板層上，以及c）對噴塗的塗層溶液進行乾燥且然後熱壓其以形成第一塗層。

步驟a）中的電漿抗性材料可含有一種或多種Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP作為先前在塗層中描述的Y化合物，且塗層溶液可通過使用混合器以預定速度將Y化合物和如乙醇的溶劑混合預定時間來製備。

步驟b）中塗層溶液的噴塗可通過使用空氣噴塗法將混合的塗層溶液噴塗到陶瓷板層上來執行，但不限於此，當然，可使用所有已知的用於形成塗層的噴塗方法。

步驟c）中的乾燥可在室溫下執行10分鐘，且熱壓可在1300℃至低於1650℃的溫度和100巴至200巴的壓力下執行1至24小時。在此，通過熱壓製程，如先前所述，在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處通過第一塗層中含有的釔成分與陶瓷板層上含有的鋁或氧化鋁成分的反應燒結形成反應層。

此外，在步驟c）之後，為了進一步改善塗層的電漿抗性和顆粒抗性，可進一步包括步驟e）：通過在第一塗層上額外塗覆電漿抗性材料來形成第二塗層。步驟e）中的塗覆可以使用任何能夠塗覆電漿抗性材料的方法而無特別限制，且優選地，塗覆可通過噴塗或濺射來執行。

通過上述製造方法製造的本發明的陶瓷基座可應用於半導體製程的各種裝置或零件，其中，優選將其應用作為半導體製程的加熱器或靜電夾持器的材料。然而，對其應用領域沒有特別限制，例如它可用於在高溫電漿環境中使用陶瓷材料的領域。

以下，本發明將通過具體實例更詳細地描述。以下實例旨在說明本發明，且本發明不受以下實例限制。

[製造實例1至製造實例7]陶瓷板層的製造和物理特性的評估

為了推導氧化鋁和氮化鋁的最佳混合比，將原料按照下表1所示的比例混合，並額外混合少量的乙醇和聚乙烯醇縮丁醛（黏合劑）並乾燥。隨後，將乾燥後的混合物壓製成型並加工以準備預成型本體。然後，在500℃的溫度下進行脫脂30小時後，將脫脂後的預成型本體在高溫加壓燒結爐（250巴的壓力，1,630℃的溫度）中燒結並研磨以製造陶瓷板層。

此外，測量了每個製造的陶瓷基座的體積電阻率和熱導率。具體來說，在1分鐘後測量電流（在真空氣氛和室溫下測量）以計算體積電阻率。此外，使用NETZSCH公司的LFA 467設備並根據ASTM C0408-88R11的規格製造試樣，且然後通過在室溫下測量來計算熱導率。結果顯示在下表2中。

[表1]

	Al₂O₃ ： AlN （重量比）
製造實例 1	100 : 0
製造實例 2	99.8 : 0.2
製造實例 3	95 : 5
製造實例 4	85 : 15
製造實例 5	75 : 25
製造實例 6	68 : 32
製造實例 7	60 : 40

[表2]

	體積電阻率 (@ 500℃, Ω·公分)	熱導率 (於室溫，W/m.k)	密度 (g/cm³ )	硬度 (Gpa)	XRD結果 (重量%)
Al₂O₃	AlN
製造實例 1	1.6E+13	23.2	3.957	17.2	100	0
製造實例 2	1.1E+13	28.4	3.9 59	17.1	99.5	0.5
製造實例 3	3.3E+11	31.7	3.896	16.5	94.7	5.3
製造實例 4	8.8E+10	33.2	3.801	15.1	83.8	16.2
製造實例 5	3.0E+10	35.1	3.755	14.7	76.1	23.9
製造實例 6	9.8E+09	36.3	3.696	14.2	67.1	32.9
製造實例 7	5.3E+08	42.1	3.625	13.6	59.7	40.3

* Al₂O₃和AlN單位：重量%

從上表1和表2可以看出，氮化鋁的比例也隨著氮化鋁的添加比例而改變，因此，高溫下的體積電阻和室溫下的熱導率也隨之改變。

更具體地說，確認了根據氮化鋁的添加比例而產生的物理特性變化，並且從XRD結果可以看出，在製造實例1至製造實例7的所有最終產品中都沒有產生AlON相。此外，製造實例3至製造實例5在體積電阻率和熱導率方面都顯示出令人滿意的結果，而其中氧化鋁和氮化鋁以75：25的重量比混合的製造實例5的整體效果最佳。

通過這一點，如果氮化鋁的含量太少，Al₂O₃相形成為主相，因此改善熱導率的效果很小，而如果氮化鋁的含量過多，AlN相的比例增加，因此雖然有改善熱導率的效果，但體積電阻和硬度有下降的趨勢。

[製造實例5-1至製造實例5-5] 根據燒結溫度評估陶瓷板層的物理特性

基於顯示其中氧化鋁和氮化鋁以75：25的重量比混合的製造實例5的整體效果最佳的結果，僅設定不同的燒結溫度製造了陶瓷板層，如下表3所示（與上述製造實例1的製造方法相同，除了成分和燒結溫度）。

此外，對每個製造的陶瓷板層測量了體積電阻和熱導率。具體而言，在1分鐘後測量電流（在真空氣氛和室溫下測量）以計算體積電阻率。此外，使用NETZSCH公司的LFA 467設備根據ASTM C0408-88R11的規格製造了試樣，然後通過在室溫下測量計算熱導率。結果如下表4所示。

[表3]

	Al₂O₃ ： AlN （重量比）	燒結溫度（℃）
製造實例 5-1	75 : 25	1,500
製造實例 5-2	75 : 25	1,550
製造實例 5-3	75 : 25	1,630
製造實例 5-4	75 : 25	1,650
製造實例 5-5	75 : 25	1,700

[表4]

	體積電阻率 (@ 500℃, Ω·公分)	熱導率 (於室溫，W/m.k)	密度 (g/cm³)	硬度 (Gpa)	XRD結果＜重量%＞
Al₂O₃	AlN	AlON
製造實例 5-1	無法測量	18.1	3.423	13.2	74.8	25.2	0
製造實例 5-2	9.9E+09	32.2	3.718	14.4	75.4	24.6	0
製造實例 5-3	3.0E+10	35.1	3.755	14.7	76.1	23.9	0
製造實例 5-4	4.4E+11	24.8	3.765	15.1	71.1	23.8	5.1
製造實例 5-5	6.2E+11	19.4	3.775	16.5	58.2	17.3	24.5

* Al₂O₃、AlN和AlON單位：重量%

氧化鋁在高於特定溫度時與氮化鋁反應形成AlON相。雖然AlON相具有高電絕緣特性，但由於其熱導率低，AlON相的存在與否對物理特性有顯著影響。圖1是顯示根據燒結溫度的陶瓷基座的物理特性的XRD圖，圖2是顯示氧化鋁含量與燒結溫度之間相關性的圖。參照圖1和圖2，在1,500℃的燒結溫度時，發生非燒結現象，使體積電阻測量不可能，且熱導率和密度測量值非常低。通過XRD圖分析結果，在低於1,650℃的燒結溫度下產生AlON相，隨著AlON含量增加，體積電阻增加，但熱導率趨於快速下降。因此，可以看出本發明中的燒結優選在低於1,650℃的溫度下執行。

[製造實例8至製造實例19、比較製造實例8至比較製造實例19]陶瓷板層的製造

考慮製造實例5-3的實驗結果，根據下表5中的組成混合原料，並額外混合少量乙醇和聚乙烯醇縮丁醛（黏合劑），然後乾燥。隨後，將乾燥後的混合物壓製成型並加工以準備預成型本體。然後，在500℃溫度下進行脫脂30小時後，將脫脂後的預成型本體在高溫加壓燒結爐（壓力250巴，溫度1,630℃）中燒結並研磨以製造陶瓷板層。

[表5]

	Al₂O₃: AlN 重量比	摻質
MgO	GNP 石墨烯奈米粉末	奈米 Y₂O₃	稀土複合氧化物
製造實例8	75 : 25	0.05
製造實例9	75 : 25	0.1
製造實例10	75 : 25	0.5
製造實例11	75 : 25	0.1	0.05
製造實例12	75 : 25	0.1	0.1
製造實例13	75 : 25	0.1	0.5
製造實例14	75 : 25	0.1	0.1	0.05
製造實例15	75 : 25	0.1	0.1	0.1
製造實例16	75 : 25	0.1	0.1	0.5
製造實例17	75 : 25	0.1	0.1	0.1	0.05
製造實例18	75 : 25	0.1	0.1	0.1	0.1
製造實例19	75 : 25	0.1	0.1	0.1	0.5
比較製造實例8	75 : 25	0.01
比較製造實例9	75 : 25	1
比較製造實例10	75 : 25	3
比較製造實例11	75 : 25	0.1	0.01
比較製造實例12	75 : 25	0.1	1
比較製造實例13	75 : 25	0.1	3
比較製造實例14	75 : 25	0.1	0.1	0.01
比較製造實例15	75 : 25	0.1	0.1	1
比較製造實例16	75 : 25	0.1	0.1	3
比較製造實例17	75 : 25	0.1	0.1	0.1	0.01
比較製造實例18	75 : 25	0.1	0.1	0.1	1
比較製造實例19	75 : 25	0.1	0.1	0.1	3

* 摻質單位：重量%

[實驗實例1]陶瓷基座的體積電阻和熱導率的評估

對從製造實例8至製造實例19和比較製造實例8至比較製造實例19製造的每個陶瓷基座施加500 V/mm的電壓，然後在1分鐘後測量電流（在真空氣氛和室溫下測量）以計算體積電阻率，結果顯示在下表6中。

此外，使用NETZSCH公司的LFA 467設備並根據ASTM C0408-88R11規格對製造實例8至製造實例19和比較製造實例8至比較製造實例19製造的每個陶瓷板層製造試樣，然後通過在室溫下測量計算熱導率，結果也顯示在下表6中。

此外，使用阿基米德方法計算從製造實例8至製造實例19和比較製造實例8至比較製造實例19製造的每個陶瓷板層的密度值，結果也顯示在下表6中。

[表6]

	體積電阻率 (@ 500℃, Ω·公分)	熱導率 (於室溫，W/m.k)	密度 (g/cm³)	硬度 (Gpa)
製造實例8	4.0E+10	36.9	3.755	15.4
製造實例9	5.1E+10	37.1	3.751	15.2
製造實例10	8.3E+10	37.3	3.757	15.8
製造實例11	4.9E+10	40.2	3.750	15.4
製造實例12	4.4E+10	41.8	3.742	15.3
製造實例13	4.3E+10	42.6	3.707	15.1
製造實例14	4.5E+10	43.0	3.745	16.1
製造實例15	7.0E+10	44.4	3.742	16.3
製造實例16	8.1E+10	49.1	3.756	16.9
製造實例17	7.1E+10	45.3	3.751	16.5
製造實例18	9.5E+10	50.7	3.767	16.8
製造實例19	7.4E+10	50.2	3.774	16.5
比較製造實例8	3.2E+10	36.2	3.752	15.1
比較製造實例9	1.2E+11	24.1	3.761	16.3
比較製造實例10	2.7E+11	17.7	3.788	15.9
比較製造實例11	5.3E+10	37.2	3.748	15.3
比較製造實例12	2.9E+08	24.2	3.608	13.8
比較製造實例13	1.7E+07	18.4	3.489	11.2
比較製造實例14	1.4E+10	38.8	3.733	15.7
比較製造實例15	6.2E+09	37.0	3.764	17.2
比較製造實例16	8.8E+07	28.5	3.761	16.8
比較製造實例17	6.2E+10	39.1	3.732	16.3
比較製造實例18	2.8E+09	37.1	3.781	17.1
比較製造實例19	7.2E+07	22.9	3.795	17.1

如表6所示，測量在製造實例8至製造實例19和比較製造實例8至比較製造實例19中製造的每個陶瓷板層的體積電阻率和熱導率的結果，製造實例8至製造實例19的所有陶瓷板層都滿足下一代半導體製程所需的在500℃下的體積電阻（1.0E+10 Ω·公分至1.0E+13 Ω·公分）。

此外，就熱導率而言，通過將製造實例8至10與比較製造實例8至10、製造實例11至13與比較製造實例11至13、製造實例14至16與比較製造實例14至16、以及製造實例17至19與比較製造實例17至19進行比較可以看出，使用每種摻質的使用量為0.05重量%至0.5重量%的製造實例8至製造實例19優於至少一種摻質的使用量在0.05至0.5重量%範圍外的比較製造實例8至比較製造實例19。

同時，當除了氧化鎂外還添加GNP（石墨烯奈米粉末）作為摻質時，GNP使用量少於0.05重量%時效果不顯著，而在使用量為0.05至0.5重量%時熱導率得到改善。此外，當GNP使用量超過0.5重量%時，體積電阻、密度和硬度呈現快速下降。

此外，即使在氧化鎂和石墨烯之外還添加奈米尺寸的氧化釔（Y₂O₃）作為摻質時，當使用量為0.05至0.5重量%時，燒結特性增加，因此可以看到增加體積電阻和熱導率的效果。然而，當氧化釔使用量超過0.5重量%時，由於與氧化鋁反應，大量形成YAP、YAM和YAG等次級相，熱導率呈現下降。

此外，即使在氧化鎂、石墨烯和奈米尺寸的氧化釔（Y₂O₃）之外還添加稀土複合氧化物作為摻質時，當使用量為0.05至0.5重量%時，確認不僅體積電阻和熱導率趨於增加，密度和硬度也增加。另一方面，當稀土複合氧化物使用量超過0.5重量%時，體積電阻和熱導率都呈現快速下降。

此外，將製造實例9和比較製造實例9進行比較，由於製造實例9使用0.5重量%的氧化鎂而比較製造實例9使用1重量%的氧化鎂，即使含量差異不顯著，當氧化鎂含量從0.5重量%增加到1重量%時，熱導率快速下降。這是因為如果氧化鎂使用量超過0.5重量%，最終產品中MgAl₂O₄相或MgAlON相的生成量超過0.6重量%，因此分數（fraction）增加。這些結果可以通過下表7確認。

（表7）

	Al₂O₃ : AlN 重量比	摻質	XRD結果（重量%）
MgO	Al₂O₃	AlN	MgAl₂O₄ 或 MgAlON
製造實例8	75 : 25	0.05	75.1	24.9	0
製造實例9	75 : 25	0.1	75.0	24.8	0.2
製造實例10	75 : 25	0.5	74.8	24.6	0.6
比較製造實例8	75 : 25	0.01	74.8	25.2	0
比較製造實例9	75 : 25	1	74.6	24.1	1.3
比較製造實例10	75 : 25	3	73.4	23.8	2.8

* 摻質單位：重量%

[實例1至實例5、比較例1至比較例6]陶瓷基座的製造

陶瓷基座如下表8所示製造。

在實例1至實例5、比較例3和比較例6的情況下，使用表5中製造實例18製造的陶瓷板層作為陶瓷板層。

在比較例1、比較例2、比較例4和比較例5的情況下，陶瓷板層以與上表5中製造實例18相同的方式製造，不同之處在於使用下表8中顯示的單一材料製造陶瓷板層，然後在沒有單獨塗層的情況下將其用作陶瓷基座。

在比較例6和實例1至實例5的情況下，通過在先前在表5的製造實例18中製造的陶瓷板層上形成塗層，以下列方式製造陶瓷基座。

[表8]

	陶瓷板層	第一塗層	第二塗層	塗層方法
比較例1	AlN	-	-	-
比較例2	Al₂O₃	-	-	-
比較例3	製造實例18	-	-	-
比較例4	Y₂O₃	-	-	-
比較例5	YAG	-	-	-
比較例6	製造實例18	Y₂O₃	-	SPS/AD塗層
實例1	製造實例18	Y₂O₃	-	熱壓
實例2	製造實例18	50%Y₂O₃ +50%YAG	-	熱壓
實例3	製造實例18	45%Y₂O₃ +55%YAG	-	熱壓
實例4	製造實例18	40%Y₂O₃ +60%YAG	-	熱壓
實例5	製造實例18	Y₂O₃	YF₃	熱壓 + 濺射

首先，比較例6的第一塗層通過懸浮電漿噴塗（suspension plasma spray，SPS）或氣溶膠沉積（aerosol deposition，AD）製程形成，並使用氧化釔（Y₂O₃）作為塗層的材料。

懸浮電漿噴塗和氣溶膠沉積塗層方法是陶瓷材料的傳統塗層方法中眾所周知的，因此將省略其詳細描述。然而，在此比較例6中形成第一塗層的製程中，執行噴砂處理以改善塗層粉末（在此比較例中為Y₂O₃粉末）與陶瓷板層表面的附著力，並且為了減少製程期間熱應力的發生，陶瓷板層在70℃以上且100℃以下的溫度下預熱2至3次。此外，電漿源氣體以Ar：He = 70：30的比率使用，並且在正極與負極之間施加的電流設定為流動500A。

在實例1的第一塗層情況下，首先將Y₂O₃：乙醇以40：60的重量比混合的溶液使用Thinky公司的ARE-501混合器以1200轉/分鐘的速度混合1小時來製備塗層溶液。使用空氣噴塗法將混合的塗層溶液噴塗在陶瓷板層上，在室溫下乾燥10分鐘，然後在1630℃和200巴壓力的條件下進行熱壓。結果，在熱壓前形成厚度為100微米以上且300微米以下的塗層，在熱壓後形成包括反應層的厚度為120微米的塗層。

在實例2的第一塗層情況下，首先將Y₂O₃：乙醇以40：60的重量比混合的溶液，使用Thinky公司的ARE-501混合器以1200轉/分鐘的速度混合30分鐘來製備初級塗層溶液。其次，將含有YAG：乙醇（重量比為58：42）的溶液與初級塗層溶液混合，使重量比為Y₂O₃：YAG=50：50，且然後在相同設備中以1200轉/分鐘的速度混合30分鐘，製備重量比為Y₂O₃：YAG=50：50的最終塗層溶液。使用空氣噴塗法將完成的塗層溶液噴塗在陶瓷板層上，在室溫下乾燥10分鐘，然後在1630℃和200巴壓力的條件下進行熱壓。在熱壓前形成厚度為100微米以上且300微米以下的塗層，在熱壓後形成包括反應層的厚度為120微米的塗層。

在實例3的第一塗層情況下，首先將Y₂O₃：乙醇以40：60的重量比混合的溶液，使用Thinky公司的ARE-501混合器以1200轉/分鐘的速度混合30分鐘來製備初級塗層溶液。其次，將含有YAG：乙醇（重量比為58：42）的溶液與初級塗層溶液混合，使重量比為Y₂O₃：YAG=45：55，且然後在相同設備中以1200轉/分鐘的速度混合30分鐘，製備重量比為Y₂O₃：YAG=45：55的最終塗層溶液。使用空氣噴塗法將完成的塗層溶液噴塗在陶瓷板層上，在室溫下乾燥10分鐘，然後在1630℃和200巴壓力的條件下進行熱壓。在熱壓前形成厚度為100微米以上且300微米以下的塗層，在熱壓後形成包括反應層的厚度為120微米的塗層。

在實例4的第一塗層情況下，首先將Y₂O₃：乙醇以40：60的重量比混合的溶液，使用Thinky公司的ARE-501混合器以1200轉/分鐘的速度混合30分鐘來製備初級塗層溶液。其次，將含有YAG：乙醇（重量比為58：42）的溶液與初級塗層溶液混合，使重量比為Y₂O₃：YAG=40：60，且然後在相同設備中以1200轉/分鐘的速度混合30分鐘，製備重量比為Y₂O₃：YAG=40：60的最終塗層溶液。使用空氣噴塗法將完成的塗層溶液噴塗在陶瓷板層上，在室溫下乾燥10分鐘，然後在1630℃和200巴壓力的條件下進行熱壓。在熱壓前形成厚度為100微米以上且300微米以下的塗層，在熱壓後形成包括反應層的厚度為120微米的塗層。

在實例5的第一塗層情況下，首先將Y₂O₃：乙醇以40：60的重量比混合的溶液，使用Thinky公司的ARE-501混合器以1200轉/分鐘的速度混合1小時來製備塗層溶液。使用空氣噴塗法將混合的塗層溶液噴塗在陶瓷板層上，在室溫下乾燥10分鐘，然後在1630℃和200巴壓力的條件下進行熱壓。結果，在熱壓前形成厚度為100微米以上且300微米以下的塗層，熱壓後形成包括反應層的厚度為120微米的塗層。此後，將形成第一塗層的陶瓷基座放置在放置RF電極的真空腔室中，然後注入作為惰性氣體的氬（Ar）氣，並使用氟化釔（YF₃）作為靶材料執行濺射製程，以在第一塗層上形成厚度為1微米至3微米的YF₃的第二塗層。

[實驗實例2]陶瓷基座的塗層的剝離測試

根據上述比較例6、實例1和實例5製造的陶瓷基座在500℃（其為實際使用的溫度）下進行熱處理，以測試塗層是否在高溫下剝離，且塗覆後陶瓷基座的表面照片和接合表面的截面的掃描電子顯微鏡（SEM）影像顯示在圖3至圖5中，其中結果分為熱處理之前和熱處理之後。

首先，參照圖3，根據比較例6所製造的陶瓷基座是通過懸浮電漿噴塗或氣溶膠沉積製程（其為眾所周知的現有陶瓷塗覆方法）在根據本發明第一實施例製造的陶瓷板層上形成釔塗層（第一塗層）而獲得。在根據比較例6所製造的陶瓷基座情況下，經確認，在500℃熱處理前，在表面照片中似乎形成了穩定的塗層，但在接合表面的SEM影像中觀察到接合表面不規則且形成了許多孔隙，且當在500℃進行熱處理時，塗層剝離並出現裂縫，因此無法在500℃（其為實際使用的溫度）的高溫環境中使用。

接著，參照圖4，在根據實例1所製造的本發明的陶瓷基座的情況下，經確認，在從500℃熱處理前的表面照片和SEM影像來看時，形成了穩定的塗層，且在第一塗層與陶瓷板層之間的界面處形成了反應層，形成緊密的結合結構。此外，經確認，在從表面照片和SEM影像來看時，即使在500℃進行熱處理時，仍然維持穩定塗層的形成，且在第一塗層與陶瓷板層之間界面處形成的反應層也維持緊密的結合結構，因此確認即使在500℃（其為實際使用的溫度）的高溫環境中，也能在不發生塗層剝離的情況下改善電漿抗性和顆粒抗性。

最後，參照圖5，在根據實例5所製造的本發明陶瓷基座情況下，經確認，如同上圖4所示的根據實例1所製造的陶瓷基座，在500℃熱處理之前和之後的表面照片和SEM影像上都形成並維持穩定的塗層，且具有由反應層形成所產生的緊密結合結構。此外，經確認，在實例5的情況下，由於在通過熱壓形成的第一塗層上通過濺射製程形成YF₃的第二塗層，因此形成了均勻且穩定的接合表面，且因此在第一塗層上使用各種傳統塗覆製程形成Y化合物的額外塗層，因此，可以多種方式使用以形成即使在500℃或更高的高溫環境中也能在不剝離塗層的情況下進一步改善電漿抗性和顆粒抗性的塗層。

[實驗實例3]陶瓷基座的電漿抗性測試

對上述製造的陶瓷基座，在20℃下進行了電漿抗性測試。在此情況下，電漿抗性測試是在下表9的條件下進行的。[表9]

蝕刻製程條件	Gas	壓力	溫度	氦氣壓力	時間	ICP功率
CHF₃：50 sccm	40毫托	20℃	10托	60 分鐘	2000W
氬氣：15 sccm

在20℃下進行的電漿抗性測試結果可在下表10中確認。[表10]

	電漿抗性測試 (蝕刻速率 [奈米/分鐘])
比較例 1	18.03
比較例 2	23.38
比較例 3	19.98
比較例 4	3.92
比較例 5	4.48
比較例 6	4.88
實例 1	3.75
實例 2	1.67
實例 3	1.58
實例 4	2.25
實例 5	0.35

* 單位：奈米/分鐘

在上表10所示的比較例1至比較例5的情況下，這些是對由未形成塗層的塊體材料（bulk material）形成的陶瓷板層所構成的陶瓷基座進行電漿抗性測試的結果。

在由AlN和Al₂O₃塊體材料（這些材料是最常用作現有陶瓷基座的材料）所製成的比較例1和比較例2的陶瓷基座的情況下，經確認，雖然這些陶瓷基座與由傳統金屬材料製成的基座相比顯示出更好的電漿抗性，但電漿抗性顯著低於由Y₂O₃和YAG塊體材料（這些材料在各種領域中作為電漿抗性材料使用）製成的比較例4和比較例5的陶瓷基座。即使在由根據本發明第一實施例的製造實例18所製造的陶瓷板層組成的比較例3的陶瓷基座的情況下，其顯示出與比較例1和比較例2沒有顯著差異的電漿抗性特性。

然而，在使用高輸出電漿且在500℃以上的高溫環境中進行的近期的半導體製造製程中，需要更高的電漿抗性和顆粒抗性，且需要相當於上述比較例4和比較例5所示的Y₂O₃和YAG塊體材料水平的電漿抗性，但在Y₂O₃和YAG材料的情況下，這些由昂貴的稀土元素組成，且在形成具有複雜形狀的燒結體方面存在困難，以及不滿足陶瓷基座所需的體積電阻和熱導率等物理特性等困難，因此難以將其用作塊體材料，因此如上述比較例6所示，其主要用作塗層。

在比較例6的情況下，此是通過在根據本發明第一實施例的製造實例18所製造的陶瓷板層上使用傳統的懸浮電漿噴塗（SPS）或氣溶膠沉積（AD）製程形成Y₂O₃塗層所製造的。如上述實驗實例2所示，雖然它顯示出與上述比較例4和比較例5所示的由塊體材料Y₂O₃和YAG製成的陶瓷基座類似的高電漿抗性，但在500℃以上（其為實際使用的溫度）的高溫環境中存在塗層剝離的問題，因此不能在高溫環境中使用。

另一方面，經確認，根據本發明第一實施例製造的實例1至實例5的陶瓷基座不僅顯示出與由塊體材料Y₂O₃或YAG製造的陶瓷基座相當或更高的電漿抗性（如上表10所示），而且還顯示出相對較低的孔隙率（如上述實驗實例2和圖6所示），這些不僅通過在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處形成的反應層形成均勻且穩定的接合表面，而且還顯示出緻密的結合結構，因此即使在500℃的高溫環境中也具有優異的電漿抗性和顆粒減少效果，而不會發生塗層剝離。

特別是，因為實例2至實例4（形成第一塗層時使用特定比例的Y₂O₃和YAG的混合物）的電漿抗性測試結果被發現優於在實例1（形成第一塗層時僅使用Y₂O₃）的電漿抗性測試結果，因此在形成第一塗層時，可能較為理想的是使用兩種或更多Y化合物（Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP）的混合物。

此外，在實例5（在通過熱壓燒結形成的第一塗層上通過濺射製程額外形成第二塗層）的情況下，由於孔隙率和電漿抗性測試的結果被顯示為最佳，可能更為理想的是通過根據本發明通過熱壓形成Y化合物的第一塗層，從而在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處通過反應性燒結形成反應層，以確保穩定的接合表面和緻密的接合結構，並通過在第一塗層上通過各種傳統沉積製程（如濺射）形成由Y化合物組成的第二塗層，從而保持塗層表面的孔隙率較低，以改善電漿抗性。

如上所述，根據本發明的陶瓷基座是一種包含陶瓷板層和位於陶瓷板層上的第一塗層的陶瓷基座，其特徵在於陶瓷板層含有氧化鋁（Al₂O₃）和氮化鋁（AlN）且不含氧氮化鋁相（AlON相），並且陶瓷基座包括在陶瓷板層與第一塗層之間的界面處通過反應性燒結形成反應層。在此，第一塗層通過熱壓方法形成，且可在第一塗層上進一步包含第二塗層以進一步改善電漿抗性和顆粒抗性，且第二塗層通過濺射製程形成，且不僅滿足在500℃時具有1.0E+10至1.0E+13 Ω·公分的體積電阻率以及在室溫下具有30 W/m.k至60 W/m.k或更高的熱導率的陶瓷特性，而且具有即使在500℃的高溫製程中也不會發生塗層剝離而具有與Y₂O₃或YAG塊體材料相當或更好的電漿抗性，從而具有顆粒減少效果的優點。

無

圖1是顯示根據燒結溫度的陶瓷基座的組成的XRD圖。圖2是顯示氧化鋁含量與燒結溫度之間的相關性的圖。圖3是顯示根據本發明實施例的比較例6在500℃熱處理之前和之後的接合表面的掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）影像和表面照片的圖。圖4是顯示根據本發明實施例的實例1在500℃熱處理之前和之後的接合表面的掃描電子顯微鏡（SEM）影像和表面照片的圖。圖5是顯示根據本發明實施例的實例5在500℃熱處理之前和之後的接合表面的掃描電子顯微鏡（SEM）影像和表面照片的圖。圖6是顯示根據本發明實施例的比較例6和實例1至5的表面照片、孔隙率、接合表面的掃描電子顯微鏡（SEM）影像和電漿抗性測試結果的圖。

Claims

一種陶瓷基座，包括：陶瓷板層；以及位於所述陶瓷板層上的塗層，其中所述陶瓷板層含有氧化鋁（Al₂O₃）；以及氮化鋁（AlN）且不含鋁氧氮化物相，並且包括在所述陶瓷板層與所述塗層之間的界面處形成的反應層，其中氧化鋁的含量超過68重量%且小於95重量%，氮化鋁的含量大於5重量%且小於32重量%，其中所述陶瓷基座在500℃時具有1.0E+10 Ω·公分至1.0E+13 Ω·公分的體積電阻率，且在室溫下具有30 W/m.k至60 W/m.k的熱導率，其中所述陶瓷板層更含有摻質，所述摻質含有氧化鎂和石墨烯，且基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，氧化鎂的含量為0.05重量份至0.5重量份，且石墨烯的含量為0.05重量份至0.5重量份。
如請求項1所述的陶瓷基座，其中所述塗層含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種，且所述反應層含有YAG、YAM和YAP中的一種或多種。
如請求項1所述的陶瓷基座，其中所述塗層通過熱壓而形成在所述陶瓷板層上，且所述反應層通過所述陶瓷板層和所述塗層中所含的成分的反應和燒結而形成。
如請求項1所述的陶瓷基座，其中所述塗層包括位於所述陶瓷板層上的第一塗層；位於所述第一塗層上的第二塗層；以及在所述第一塗層與所述陶瓷板層之間的所述界面處形成的所述反應層，其中所述第一塗層和所述第二塗層含有Y₂O₃、YF₃、YOF、YAG、YAS、YAM和YAP中的一種或多種，且所述反應層含有YAG、YAM和YAP中的一種或多種。
如請求項4所述的陶瓷基座，其中所述第一塗層通過熱壓而形成在所述陶瓷板層上，所述第二塗層通過濺射而形成在所述第一塗層上，且所述反應層通過所述陶瓷板層和所述第一塗層中所含的成分的反應燒結而形成。
如請求項1所述的陶瓷基座，其中基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，所述摻質的含量為0.1重量份至2重量份。
如請求項1所述的陶瓷基座，其中所述摻質更含有氧化釔，且基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，氧化釔的含量為0.05重量份至0.5重量份。
如請求項1所述的陶瓷基座，其中所述摻質更含有氧化釔和稀土複合氧化物，且基於氧化鋁和氮化鋁的總重量為100重量份計，氧化釔的含量為0.05重量份至0.5重量份，且稀土複合氧化物的含量為0.05重量份至0.5重量份。