WO2012056875A1 - セラミックス材料、積層体、半導体製造装置用部材及びスパッタリングターゲット部材 - Google Patents

Abstract

　本発明のセラミックス材料は、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とし、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～５０°に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とするものである。

Description

セラミックス材料、積層体、半導体製造装置用部材及びスパッタリングターゲット部材

　本発明は、セラミックス材料、積層体、半導体製造装置用部材及びスパッタリングターゲット部材に関する。

　半導体製造におけるドライプロセスやプラズマコーティングなどに用いられる半導体製造装置には、エッチング用やクリーニング用として、反応性の高いＦ、Ｃｌ等のハロゲン系プラズマが使用される。このため、そのような半導体製造装置に組み付けられる部材には、高い耐食性が要求され、一般的にはアルマイト処理を施したアルミニウムやハステロイ等の高耐食金属やセラミックス部材が使用される。特にＳｉウェハーを支持固定する静電チャック材やヒーター材には高耐食と低発塵性が必要なため、窒化アルミニウム、アルミナ、サファイア等の高耐食セラミックス部材が用いられている。これらの材料では長期間の使用によって徐々に腐食が進行して発塵原因となるため、更なる高耐食材料が求められている。このような要求に応えるべく、材料としてアルミナ等より高耐食であるマグネシアやスピネル（ＭｇＡｌ₂Ｏ₄）、それらの複合材を用いることが検討されている（例えば特許文献１）。

　また、配線の微細化により、静電チャックやヒーターといったＳｉウエハを支持固定する部材には優れた均熱性が求められている。均熱性の向上には熱伝導率の高い材料を用いることが望ましく、例えば窒化アルミニウム、アルミナ、イットリアが挙げられる。中でも、窒化アルミニウムは熱伝導率に特に優れており、高い均熱性が得られるがアルミナ、イットリアに比べるとプラズマ耐食性が低いことが知られている。

　また、酸化マグネシウムは、耐火物のほか、各種添加剤や電子部品用途、蛍光体原料、各種ターゲット材原料、超伝導薄膜下地用の原料、磁気トンネル接合素子（ＭＴＪ素子）のトンネル障壁、カラープラズマディスプレイ（ＰＤＰ）用の保護膜や、さらにはＰＤＰ用結晶酸化マグネシウム層の原料としても利用され、きわめて広範囲な用途を持つ材料として注目されている。なかでもスパッタリングターゲット材としては、トンネル磁気抵抗効果を利用したＭＴＪ素子のトンネル障壁の作製やＰＤＰの電極と誘電体の保護膜などに使用される。このトンネル磁気抵抗効果は、厚さ数ｎｍの非常に薄い絶縁体を２つの磁性層で挟んだＭＴＪ素子において、２つの磁性層の磁化の相対的な向きが平行な時と反平行な時に起こる抵抗変化現象のことであり、この磁化状態による電気抵抗変化を利用してハードディスクの磁気ヘッドなどに応用されている。

特許第３５５９４２６号公報

　しかしながら、酸化マグネシウムは大気中で水分や二酸化炭素と反応し水酸化物や炭酸塩を生成するため、酸化マグネシウム表面が徐々に変質されていく（耐湿性の問題）。このため、半導体製造装置用部材へ適用した場合、水酸化物や炭酸塩の分解によるガス生成や、それに伴う酸化マグネシウムの粒子化や発塵によって半導体デバイスを汚染する懸念があり、適用が進んでいない。

　一方、スピネルは耐湿性は問題ないが、アルミナ等と比べてハロゲン系プラズマに対する耐食性が高いとはいえ、十分とはいえなかった。

　また、酸化マグネシウムとスピネルの複合材においても、酸化マグネシウムが多い場合はその耐湿性が問題となり、少ない場合は耐湿性の問題の程度は小さくなるがスピネルに近い耐食性となるためアルミナ等に対しての優位性が小さくなる。

　一般的に、ハロゲン系プラズマに対する耐食性の高い材料としては、酸化マグネシウム、次いでスピネル、アルミナ、窒化アルミニウムが挙げられる。中でも窒化アルミニウムは熱伝導率が圧倒的に優れており、均熱性の発現には最も好ましい材料である。即ち、耐食性と均熱性の両立には窒化アルミニウムと高耐食材料とを積層した構造体であることが望ましいが、窒化アルミニウムと高耐食材料とは熱膨張差が大きいために両者を積層したあと焼結した場合にクラックが生じるという問題がある。

　本発明はこのような課題を解決するためになされたものであり、ハロゲン系プラズマに対する耐食性がスピネルと同等かそれよりも高いセラミックス材料を提供することを目的の一つとする。また、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数がスピネルよりも低く、均熱性の高い窒化アルミニウムに近いセラミックス材料を提供することを目的の一つとする。

　また、近年、上述したＭＴＪ素子を利用して磁気抵抗ランダムアクセスメモリ（以下、ＭＲＡＭ）が検討されている。ＭＲＡＭは、例えば、ＭＴＪ素子を多数配置し、それぞれの磁化配列を情報担体としており、不揮発、高速、高書き換え耐性等の特徴をもつため、従来の半導体メモリ（ＤＲＡＭ）を凌駕するメモリとして開発が進められている。これまで、記憶容量が数～数十メガビット（Ｍｂｉｔ）のメモリが試作されたが、例えばＤＲＡＭを置き換えるためにはギガビット（Ｇｂｉｔ）級の更なる大容量化が必要である。

　これまでＭＴＪ素子のトンネル障壁の材料としては、単結晶または高純度の酸化マグネシウムを用いるのが一般的であり、酸化マグネシウムのスパッタリングターゲット材を用いてトンネル障壁を成膜するのが一般的であった。しかし、更なる大容量化には、ＭＴＪ素子の電気抵抗が低く、大きな出力信号を得るための高い磁気抵抗比が望まれている。

　本発明はこのような課題を解決するためになされたものであり、酸化マグネシウムより低い電気抵抗を有するスパッタリングターゲットを提供することを目的の一つとする。このターゲットを用いて磁気トンネル接合素子を作製することにより、電気抵抗の低下が期待できる。

　本発明者らは、酸化マグネシウムとアルミナと窒化アルミニウムとの混合粉末を成形後ホットプレス焼成することにより得られるセラミックス材料の耐食性を鋭意検討したところ、特定位置にＸＲＤピークを有するマグネシウム－アルミニウム酸窒化物を主相とするセラミックス材料が非常に高い耐食性を示すことを見いだし、本発明を完成するに至った。

　すなわち、本発明のセラミックス材料は、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料であって、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～５０°に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とするものである。

　本発明の積層体は、上述したセラミックス材料を利用した第１構造体と、窒化アルミニウム、酸化イットリウム及び酸化アルミニウムのうち少なくとも１種を主相とする第２構造体と、が積層又は接合された構造を有するものである。

　また、本発明の半導体製造装置用部材は、こうしたセラミックス材料、または積層体からなるものである。

　また、本発明のスパッタリングターゲット部材は、こうしたセラミックス材料からなるものである。

　本発明のセラミックス材料は、耐食性がスピネルと同等かそれよりも高い。このため、このセラミックス材料からなる半導体製造装置用部材は、半導体製造プロセスにおいて使用される反応性の高いＦ、Ｃｌ等のハロゲン系プラズマに長期間耐えることができ、この部材からの発塵量を低減することができる。また、本発明のセラミックス材料のうち、耐食性がスピネルと同等である材料の線熱膨張係数は、スピネルよりも低くすることができる。このため、均熱性は高いが線熱膨張係数の低い窒化アルミニウムのような材料との積層体を、比較的容易に得ることができる。

　また、本発明のセラミックス材料は、酸化マグネシウムより低い電気抵抗を有する。このため、このセラミックス材料からなるスパッタリングターゲット部材は、例えば、磁気トンネル接合素子のトンネル障壁の作製に使用された場合、トンネル障壁層にマグネシウム、アルミニウム、酸素および窒素が含まれ、酸化マグネシウムより低い電気抵抗を有する磁気トンネル接合素子を得ることが期待される。また、高い磁気抵抗比を有する磁気トンネル接合素子を得られる可能性がある。

実験例１のＸＲＤ解析チャートである。 実験例１，４のＥＰＭＡ元素マッピング像である。 実験例７のＸＲＤ解析チャートである。 実験例１０のＸＲＤ解析チャートである。

　本発明のセラミックス材料は、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とし、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～５０°に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とするものである。このマグネシウム－アルミニウム酸窒化物は、ハロゲン系プラズマに対する耐食性がスピネルと同等かそれより高いため、この酸窒化物を主相とする本発明のセラミックス材料も耐食性が高くなったと考えられる。また、このマグネシウム－アルミニウム酸窒化物は、スピネルと同等の耐食性を持ちながらスピネルよりも線熱膨張係数が低いものとすることもできる。

　本発明のセラミックス材料は、酸化マグネシウムに窒化アルミニウムが固溶したＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体の結晶相を副相として含んでいてもよい。このＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体も耐食性が高いため、副相として含まれていても問題ない。このＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体は、ＣｕＫα線を用いたときの（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝４２．９～４４．８°，６２．３～６５．２°に現れるものとしてもよく、更に、（１１１）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝３６．９～３９°に現れるものとしてもよい。（１１１）面のピークが他の結晶相のピークとの判別を行いにくい場合があることから、（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークのみ上記範囲に現れるものとしてもよい。同様に、（２００）面または（２２０）面のピークも他の結晶相のピークとの判別を行いにくい場合がある。

　本発明のセラミックス材料は、スピネルと同等かそれよりも高い耐食性を得るには、副相としてＡｌＮ結晶相を含むと耐食性が低下する傾向があるため、ＡｌＮ結晶相は少ないことが好ましく、含まないことがより好ましい。また、スピネルは、アルミナやＡｌＮ結晶よりも耐食性が高いため、少量を含有してもよい。但し、スピネルは、本発明のマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相、及びＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体よりも耐食性が劣るため、より少ないことが好ましい。一方、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数を低くするには、スピネルやＡｌＮ結晶相を少量含有していてもよい。

　本発明のセラミックス材料は、スピネルと同等かそれよりも高い耐食性を得るには、原料粉末中のマグネシウム／アルミニウムのモル比が０．２０以上２以下であることが好ましいが、マグネシウム／アルミニウムのモル比が０．７５以上２以下であることがより好ましい。マグネシウム／アルミニウムのモル比が０．２０未満であると窒化アルミニウム、スピネル、酸化アルミニウムのいずれかの生成量が多くなり、高耐食な特徴が失われることが懸念される。マグネシウム／アルミニウムのモル比が２を超えるとＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体が主相になりやすい。一方、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数を低くするには、原料粉末中のマグネシウム／アルミニウムのモル比が０．０５以上１.５以下であることが好ましいが、マグネシウム／アルミニウムのモル比が０．１以上１以下であることがより好ましい。

　本発明のセラミックス材料において、開気孔率は５％以下であることが好ましい。ここでは、開気孔率は、純水を媒体としたアルキメデス法により測定した値とする。開気孔率が５％を超えると、強度が低下するおそれや材料自身が脱粒によって発塵し易くなるおそれがあり、更に材料加工時等で気孔内に発塵成分がたまり易くなるため好ましくない。また、開気孔率は、できるだけゼロに近いほど好ましい。このため、特に下限値は存在しない。

　本発明のセラミックス材料は、上述したセラミックス材料を利用した第１構造体と、窒化アルミニウム、酸化イットリウム及び酸化アルミニウムのうち少なくとも１種を主相とする第２構造体と、を有する積層体に用いるものとしてもよい。また、この第１構造体と第２構造体とが積層又は接合された構造を有するものとしてもよい。こうすれば、耐食性の高い第１構造体と、第１構造体と異なる特性（例えば伝熱性や機械的強度など）を有する第２構造体とにより、耐食性に加えて他の特性をより高めることができる。ここで、第１構造体は、上記セラミックス材料によって形成された薄膜や板状体、層状体としてもよい。また、第２構造体は、窒化アルミニウム、酸化イットリウム及び酸化アルミニウムを主相とする薄膜や板状体、層状体としてもよい。なお、接合はどのような態様で行われたものでもよく、例えば焼結により接合されていてもよいし、接着剤により接合されていてもよい。

　このとき、本発明の積層体は、第１構造体と第２構造体とが中間層を介して接合されていてもよい。こうすれば、中間層によって、例えば熱膨張率の違いによる第１構造体と第２構造体との剥離などをより抑制することができる。この中間層は、第１構造体と第２構造体との中間の性質を有する層としてもよい。この中間層は、例えば、第１構造体の主相と第２構造体の主相とを混合した層としてもよい。また、この中間層は、含有する成分、若しくは成分比の異なる複数の層を含むものとしてもよい。こうすれば、傾斜材料的な特性とすることができる。

　また、本発明の積層体は、第１構造体と第２構造体との線熱膨張係数差が０．３ｐｐｍ／Ｋ以下であり、第１構造体と第２構造体とが直接接合されていてもよい。こうすれば、第１構造体と第２構造体との線熱膨張係数差が小さいため、両構造体を高温で接合（例えば焼結により接合）した際やこの積層体の高温－低温での使用を繰り返したりした際にクラックや剥離が生じるおそれがない。

　本発明のセラミックス材料は、半導体製造装置用部材に利用することができる。半導体製造装置用部材としては、例えば、半導体製造装置に用いられる静電チャックやサセプター、ヒーター、プレート、内壁材、監視窓、マイクロ波導入窓、マイクロ波結合用アンテナなどが挙げられる。これらは、ハロゲン元素を含む腐食性ガスのプラズマに対する優れた耐腐食性が必要とされるため、本発明のセラミックス材料を用いるのが好適といえる。

　本発明のセラミックス材料において、主相をなすマグネシウム－アルミニウム酸窒化物の４０～１０００℃の線熱膨張係数は、６～７ｐｐｍ／Ｋである。そこで、副相成分のＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体（１２～１４ｐｐｍ／Ｋ）や、スピネル（８～９ｐｐｍ／Ｋ）、窒化アルミニウム（５～６ｐｐｍ／Ｋ）の比率を変えることにより、高耐食性を維持したまま、線熱膨張係数を５．５～１０ｐｐｍ／Ｋに制御することができる。但し、スピネルや窒化アルミニウムは、マグネシウム－アルミニウム酸窒化物やＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体よりも耐食性が低いことから、より少ないことが好ましい。このような熱膨張の調整によって、酸化アルミニウム、酸化イットリウム及び窒化アルミニウムなど、半導体製造装置部材として用いられている材料との熱膨張を合わせる、または、熱膨張差を小さくすることができる。これによって、本発明のセラミックス材料と従来材料との積層や貼り合わせが可能となる。こうすれば、表面（第１構造体）のみを本発明の高い耐食性を有するセラミックス材料とし、下部（第２構造体）の基材に従来材料を使用することができる。特に、一体焼結においてこのような積層構造及び熱膨張調整は有効となる。なかでも、第２構造体の基材に窒化アルミニウムを主体とした材料を用いることにより、高熱伝導を維持することができ、高耐食であるセラミックス材料の表面温度を均一に保ちやすくなる。このような構成は、特にヒーター内蔵型の半導体製造装置において有効である。

　また、本発明のセラミックス材料は、スパッタリングターゲット部材に利用することができる。即ち、本発明のスパッタリングターゲット材は、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料であって、ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～５０°に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とする、セラミックス材料からなるものとしてもよい。本発明のセラミックス材料は、酸化マグネシウムより低い電気抵抗を有するため、スパッタリングターゲット部材に用いることが好ましい。スパッタリングターゲット部材としては、例えば、磁気トンネル接合素子のトンネル障壁の作製に使用されるものとしてもよい。このとき、本発明のセラミックス材料は、ハードディスクの磁気ヘッド及び磁気抵抗ランダムアクセスメモリのうち少なくとも１つの磁気トンネル接合素子の作製に使用されることが好ましい。これらは、低い電気抵抗や高い磁気抵抗比が必要とされるため、本発明のセラミックス材料を用いるのが好適といえる。

　本発明のセラミックス材料は、酸化マグネシウムとアルミナと窒化アルミニウムとの混合粉末を、成形後焼成することにより製造することができる。例えば、スピネルと同等かそれよりも高い耐食性を得るには、酸化マグネシウムを１５質量％以上６６．２質量％以下、アルミナを６３質量％以下、窒化アルミニウムを５７．７質量％以下となるように混合した粉末を成形後焼成してもよい。更には、酸化マグネシウムを３７質量％以上６６．２質量％以下、アルミナを６３質量％以下、窒化アルミニウムを５７．７質量％以下となるように混合した粉末を成形後焼成してもよい。一方、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数を低くして均熱性を高くするには、酸化マグネシウムを５質量％以上６０質量％以下、アルミナを６０質量％以下、窒化アルミニウムを９０質量％以下となるように混合した粉末を成形後焼成してもよい。また、焼成温度は１７５０℃以上とすることが好ましい。焼成温度が１７５０℃未満では、目的とするマグネシウム－アルミニウム酸窒化物が得られないおそれがあるため好ましくない。なお、焼成温度の上限は、特に限定するものではないが、例えば１８５０℃とか１９００℃としてもよい。また、焼成はホットプレス焼成を採用することが好ましく、ホットプレス焼成時のプレス圧力は、５０～３００ｋｇｆ／ｃｍ²で設定することが好ましい。焼成時の雰囲気は、酸化物原料の焼成に影響を及ぼさない雰囲気であることが好ましく、例えば窒素雰囲気やアルゴン雰囲気、ヘリウム雰囲気などの不活性雰囲気であることが好ましい。成形時の圧力は、特に制限するものではなく、形状を保持することのできる圧力に適宜設定すればよい。

　以下に、本発明の好適な適用例について説明する。ＭｇＯ原料、Ａｌ₂Ｏ₃原料及びＡｌＮ原料は、純度９９．９質量％以上、平均粒径１μｍ以下の市販品を使用した。ここで、ＡｌＮ原料については１％程度の酸素の含有は不可避であるため、酸素を不純物元素から除いた純度である。なお、ＭｇＯ原料は、純度９９質量％以上のものを使用した場合でも純度９９．９質量％以上のものを使用した場合と同等のセラミックス材料が作製できた。

１．セラミックス材料
　まず、マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料について説明する（実験例１～１９）。なお、実験例１～３、６～１６が本発明の実施例に相当し、実験例４，５，１７～１９が比較例に相当する。

［実験例１～３］
・調合
　ＭｇＯ原料、Ａｌ₂Ｏ₃原料及びＡｌＮ原料を、表１に示す質量％となるように秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、直径５ｍｍのアルミナ玉石を用いて４時間湿式混合した。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。なお、この調合粉末のＭｇ／Ａｌのモル比は１．２である。
・成形
　調合粉末を、２００ｋｇｆ／ｃｍ²の圧力で一軸加圧成形し、直径３５ｍｍ、厚さ１０ｍｍ程度の円盤状成形体を作製し、焼成用黒鉛モールドに収納した。
・焼成
　円盤状成形体をホットプレス焼成することによりセラミックス材料を得た。ホットプレス焼成では、プレス圧力を２００ｋｇｆ／ｃｍ²とし、表１に示す焼成温度（最高温度）で焼成し、焼成終了までＡｒ雰囲気とした。焼成温度での保持時間は４時間とした。

［実験例４］
　ＭｇＯ原料及びＡｌ₂Ｏ₃原料を、表１に示す質量％となるように秤量した以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。

［実験例５］
　焼成温度を１６５０℃に設定した以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。

［実験例６～１２］
　ＭｇＯ原料、Ａｌ₂Ｏ₃原料及びＡｌＮ原料を、表１に示す質量％となるように秤量し、焼成温度を、表１に示す温度とした以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。

［実験例１３～１９］
　ＭｇＯ原料、Ａｌ₂Ｏ₃原料及びＡｌＮ原料を、表１に示す質量％となるように秤量し、焼成温度を、表１に示す温度とし、焼成雰囲気をＮ₂にした以外は、実験例１と同様にしてセラミックス材料を得た。

［評価］
　実験例１～１９で得られた各材料を各種評価用に加工し、以下の評価を行った。各評価結果を表１に示す。なお、実験例１～１９では、直径５０ｍｍのサンプルも作製したが、それらについても表１と同様の評価結果が得られた。
（１）嵩密度・開気孔率
　純水を媒体としたアルキメデス法により測定した。
（２）結晶相評価
　材料を乳鉢で粉砕し、Ｘ線回折装置により結晶相を同定した。測定条件はＣｕＫα，４０ｋＶ，４０ｍＡ，２θ＝５－７０°とし、封入管式Ｘ線回折装置（ブルカー・エイエックスエス製　Ｄ８　ＡＤＶＡＮＣＥ）を使用した。
（３）エッチングレート
　各材料の表面を鏡面に研磨し、ＩＣＰプラズマ耐食試験装置を用いて下記条件の耐食試験を行った。段差計により測定したマスク面と暴露面との段差を試験時間で割ることにより各材料のエッチングレートを算出した。
　ＩＣＰ：８００Ｗ、バイアス：４５０Ｗ、導入ガス：ＮＦ₃／Ｏ₂／Ａｒ＝７５／３５／１００ｓｃｃｍ　０．０５Ｔｏｒｒ（６．６７Ｐａ）、暴露時間：１０ｈ、試料温度：室温
（４）構成元素
　ＥＰＭＡを用いて、構成元素の検出及び同定と、各構成元素の濃度分析を行った。
（５）平均線熱膨張係数（４０～１０００℃）
　ディラトメーター（ブルカー・エイエックスエス製）を用いてアルゴン雰囲気中で測定した。
（６）曲げ強度
　ＪＩＳ－Ｒ１６０１に準拠した曲げ強度試験によって測定した。
（７）体積抵抗率測定
　ＪＩＳ－Ｃ２１４１に準じた方法により、大気中、室温（２５℃）にて測定した。試験片形状は、直径５０ｍｍ×（０．５～１ｍｍ）とし、主電極は直径２０ｍｍ、ガード電極は内径３０ｍｍ、外径４０ｍｍ、印加電極は直径４０ｍｍとなるよう各電極を銀で形成した。印加電圧は２ｋＶ／ｍｍとし、電圧印加後１分時の電流値を読み取り、その電流値から室温体積抵抗率を算出した。また、実験例７と実験例１９（ＭｇＯ焼結体）について、真空下（０．０１Ｐａ以下）、６００℃にて測定した。試験片形状は直径５０ｍｍ×（０．５～１ｍｍ）とし、主電極は直径２０ｍｍ、ガード電極は内径３０ｍｍ、外径４０ｍｍ、印加電極は直径４０ｍｍとなるよう各電極を銀で形成した。印加電圧は５００Ｖ／ｍｍとし、電圧印加後１時間時の電流値を読み取り、その電流値から体積抵抗率を算出した。なお、表１の体積抵抗率において、「ａＥｂ」はａ×１０^bを表し、例えば「１Ｅ１６」は１×１０¹⁶を表す。

［評価結果］
　図１に実験例１のＸＲＤ解析チャートを示す。なお、実験例２，３のＸＲＤ解析チャートは実験例１とほぼ同じだったため、図示を省略する。また、実験例１～１９で検出された結晶相をまとめて表１に示す。図１に示すように、実験例１～３のセラミックス材料のＸＲＤ解析チャートは、同定不能な複数のピーク（図１中□）と酸化マグネシウムに窒化アルミニウムが固溶したＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体のピーク（図１中○）で構成されていた。同定不能ピーク（□）はマグネシア、スピネル、窒化アルミニウムのいずれにも合致しない２θ＝４７～４９°（４７～５０°）にピークを有しており、マグネシウム－アルミニウム酸窒化物と推定された。なお、これらのマグネシウム－アルミニウム酸窒化物のピークは、例えば、参考文献１（J. Am. Ceram. Soc.,93[2] 322-325(2010)）や参考文献２（特開２００８－１１５０６５）に示されているＭｇＡｌＯＮ（又はマグアロン）のピークとは一致しない。一般に、これらのＭｇＡｌＯＮはスピネルにＮ成分が固溶したものとして知られており、本発明のマグネシウム－アルミニウム酸窒化物とは異なる結晶構造を有すると考えられる。

　ＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークは、酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝３６．９～３９°，４２．９～４４．８°，６２．３～６５．２°に現れた。図２に実験例１のＥＰＭＡ元素マッピング像を示す。図２より、実験例１は図１に示したマグネシウム－アルミニウム酸窒化物（ｘ部）とＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体（ｙ部）の２相で構成されることが確認され、前者が主相であることが分かった。ここで、主相とは、体積割合において５０％以上を有する成分をいい、副相とは、主相以外でＸＲＤピークが同定された相をいう。断面観察における面積比は体積割合を反映すると考えられるため、主相はＥＰＭＡ元素マッピング像で５０％以上の面積を有する領域とし、副相は主相以外の領域とする。図2より、マグネシウム－アルミニウム酸窒化物の面積比は約６６％であり、マグネシウム-アルミニウム酸窒化物が主相であることがわかった。なお、ｘ部がマグネシウム－アルミニウム酸窒化物であると特定した根拠は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｏ、Ｎの４成分で構成され、実験例４のスピネル材（ｚ部）と比較してＭｇ、Ｎ濃度は高く、Ａｌ濃度は同程度、Ｏ濃度は低かったからである。すなわち、このマグネシウム－アルミニウム酸窒化物はスピネルよりも多くのＭｇを含む特徴がある。その他の実験例についても同様の解析を行い、例えば実験例１０のマグネシウム-アルミニウム酸窒化物の面積比は約８７％であり、マグネシウム-アルミニウム酸窒化物が主相であることがわかった。また、ここでは、一例として、主相と副相との判定をＥＰＭＡ元素マッピングにて行うものとしたが、各相の体積割合を識別できる方法であれば、他の方法を採用してもよい。

　なお、ＥＰＭＡ元素マッピング像は、濃度に応じて、赤・橙・黄・黄緑・緑・青・藍に色分けされており、赤が最も高濃度、藍が最も低濃度、黒はゼロを表す。しかし、図２はモノクロで表示されているため、以下に図２の本来の色について説明する。実験例１では、Ｍｇはｘ部が黄緑でｙ部が赤、Ａｌはｘ部が橙でｙ部が青、Ｎはｘ部が橙でｙ部が青、Ｏはｘ部が水色でｙ部が橙だった。実験例４では、Ｍｇは全体（ｚ部）が緑、Ａｌは全体が橙、Ｎは全体が黒、Ｏは全体が赤だった。

　また、実験例４では、窒化アルミニウムを用いなかったため、上述したマグネシウム－アルミニウム酸窒化物が生成せず、そのセラミックス材料は、主相としてスピネル（ＭｇＡｌ₂Ｏ₄）を含むものであった。実験例５では、焼成温度が低かったため、上述したマグネシウム－アルミニウム酸窒化物が生成せず、そのセラミックス材料は、主相として酸化マグネシウム、副相としてスピネルや窒化アルミニウムを含むものであった。図３に実験例７のＸＲＤ解析チャートを示し、図４に実験例１０のＸＲＤ解析チャートを示す。図３、４より、実験例７，１０共に２θ＝４７～４９°（又は４７～５０°）にピークを有するマグネシウム－アルミニウム酸窒化物（図中□）が主として検出され、実験例７はスピネル（図中△）、実験例１０はＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体（図中○）を副相とすることが分かった。なお、実験例６，８，９，１１，１２については、ＸＲＤ解析チャートの図示を省略し、主相と副相を表１に示した。

　そして、実験例１～３、６～８のセラミックス材料のエッチングレートは、実験例４の８０％以下、実験例９～１２のエッチングレートは、実験例４の９０%以下という低い値であり、耐食性が非常に高いものであることがわかった。実験例５は耐食性が低いスピネルや窒化アルミニウムを多く含むため、エッチングレートが高くなった。なお、実験例１８に示したアルミナのエッチングレートは、実験例４のセラミックス材料（スピネル）よりも更に高い値である。また、実験例１～３，６～８のセラミックス材料は、曲げ強度や体積抵抗率も十分高い値を持つものである。

　また、高温でのエッチングレートも測定した。ここでは、実験例２及び実験例１０のセラミックス材料について、各材料の表面を鏡面に研磨し、ＩＣＰプラズマ耐食試験装置を用いて下記条件の高温での耐食試験を行った。そして、段差計により測定したマスク面と暴露面との段差を試験時間で割ることにより、各材料のエッチングレートを算出した。その結果、各材料のエッチングレートは、アルミナの１/３倍以下、窒化アルミニウムの１/５倍以下、スピネルと同レベルであり、高温下でのプラズマ耐食性も良好であった。
　ＩＣＰ：８００Ｗ、バイアス：なし、導入ガス：ＮＦ₃/Ａｒ＝３００／３００ｓｃｃｍ　０．１Ｔｏｒｒ、暴露時間：５ｈ、試料温度：６５０℃

　実験例１２～１６のセラミックス材料では、エッチングレートが実験例４のスピネルとほぼ同等（２１２～２７０ｎｍ／ｈ）であり、線熱膨張係数がスピネルより低かった（５．８～６．９ｐｐｍ／Ｋ）。つまり、実験例１２～１６のセラミックス材料は、スピネルと同等の耐食性を持ちながら線熱膨張係数が低いものであるといえ、静電チャック材やヒーター材、特にヒーター材として有用といえる。なお、実験例１７は、原料組成を実験例６と同一としたが、焼成温度が低かったため、マグネシウム-アルミニウム酸窒化物ではなくスピネルが主相となったため、実験例６に比べて耐食性が低くなると共に線熱膨張係数が高くなった。また、実験例１２～１６のセラミックス材料は、曲げ強度や体積抵抗率も十分高い値を持つものである。

　また、実験例７と実験例１９の６００℃での体積抵抗率はそれぞれ５×１０⁸Ωｃｍ、２×１０¹²Ωｃｍであり、ＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～４９°（又は４７～５０°）に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とするセラミックス材料はＭｇＯに比べて低い電気抵抗を有することがわかった。

　以上のことから、実験例１～３，６～１６で作製したセラミックス材料も、酸化マグネシウムより低い電気抵抗を有すると予測される。このため、本材料をスパッタリングターゲットとして、例えば、ハードディスクの磁気ヘッド及び磁気抵抗ランダムアクセスメモリなどの磁気トンネル接合素子を作製した場合において、電気抵抗及び又は磁気抵抗比の特性向上が予測される。

２．積層焼結
　次に、上述したセラミックス材料を利用した第１構造体と第２構造体とを積層焼結した積層体について説明する（実験例２０～２６）。なお、実験例２０～２４が本発明の実施例に相当し、実験例２５，２６が比較例に相当する。

[実験例２０、２１]
　実験例４，６～１２のセラミックス材料は、４０～１０００℃の平均線熱膨張係数が７～９ｐｐｍ／Ｋであった。実験例２０，２１では、表２に示すように、実験例１０のセラミックス材料を第１構造体とすると共に、窒化アルミニウムを第２構造体とし、第１及び第２構造体を積層し直径５０ｍｍに成形した試料にて積層焼結を行った。この窒化アルミニウムには酸化イットリウムを焼結助剤として外配で５質量％添加したもの（つまりＡｌＮ１００質量部に対してＹ₂Ｏ₃５質量部の割合で添加したもの、ＡｌＮ［１］という）、または５０質量％添加したもの（つまりＡｌＮ１００質量部に対してＹ₂Ｏ₃５０質量部の割合で添加したもの、ＡｌＮ［２］という）を用いた。窒化アルミニウム、酸化イットリウム原料は、それぞれ純度９９．９質量％以上、平均粒径１μｍ以下の市販品を使用した。ここで、ＡｌＮ原料については１質量％程度の酸素の含有は不可避であるため、酸素を不純物元素から除いた純度である。また、４０～１０００℃の平均線熱膨張係数は、ＡｌＮ［１］が５．７ｐｐｍ／Ｋ、ＡｌＮ［２］が６．２ｐｐｍ／Ｋであることから、第１構造体と第２構造体との間には熱膨張差が生じる。このため、第１構造体と第２構造体との間に、ＡｌＮ［１］あるいはＡｌＮ［２］と実験例１０の原料とを混合した中間層を設けた。この中間層により、熱膨張差を緩和することができる。中間層は、ＡｌＮ［１］を用いた実験例２０では、質量比２５：７５、５０：５０、７５：２５で混合した３層とし、ＡｌＮ［２］を用いた実験例２１では質量比４０：６０、６０：４０で混合した２層とした。以下、調合、成形、焼成の各工程について詳説する。

・調合
　第１構造体の原料は、上記の実験例１０と同様の手法で作製した調合粉末を用いた。第２構造体の原料は、窒化アルミニウムを主相とし、以下のように調合した。第２構造体のＡｌＮ［１］では、まず、窒化アルミニウム粉末、酸化イットリウム粉末を１００質量％、５．０質量％の割合で秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、ナイロン製玉石を用いて４時間湿式混合した。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後、３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。さらに、得られた調合粉末を４５０℃で５時間以上、大気雰囲気中で熱処理し、湿式混合中に混入したカーボン成分を焼失除去した。ＡｌＮ［１］を用いた積層体の中間層は、以下のように調合した。まず、実験例１０の調合粉末と上記の窒化アルミニウムの調合粉末とを質量比７５：２５（中間層１）、５０：５０（中間層２）、２５：７５（中間層３）の割合で秤量し、イソプロピルアルコールを溶媒とし、ナイロン製のポット、ナイロン製玉石を用いて４時間湿式混合した。混合後スラリーを取り出し、窒素気流中１１０℃で乾燥した。その後３０メッシュの篩に通し、調合粉末とした。第２構造体のＡｌＮ［２］では、窒化アルミニウム粉末、酸化イットリウム粉末を１００質量％、５０質量％の割合で秤量した他はＡｌＮ［１］と同様の方法で調合した。また、ＡｌＮ［２］を用いた積層体の中間層は、実験例１０の調合粉末と上記の窒化アルミニウムの調合粉末を質量比６０：４０（中間層１）、４０：６０（中間層２）の割合で秤量した他はＡｌＮ［１］の場合と同様の方法で調合した。

・成形
　最初に第２構造体の原料である窒化アルミニウム調合粉末を直径５０ｍｍの金型内に充填し、２００ｋｇｆ／ｃｍ²の圧力で一軸加圧成形した。窒化アルミニウム成形体は型抜きせず、その上部に窒化アルミニウム比が多い順に中間層の調合粉末を充填し、２００ｋｇｆ／ｃｍ²の圧力で充填毎に一軸加圧成形した。最後に第１構造体の原料である実験例１０の調合粉末を充填し、２００ｋｇｆ／ｃｍ²にて加圧成形を行った。ＡｌＮ［１］を用いた積層体については、第２構造体の窒化アルミニウム層が１０ｍｍ、中間層が各１ｍｍ×３層、第１構造体の実験例１０の層が１０ｍｍからなる計２３ｍｍの円盤状成形体とした。また、ＡｌＮ［２］を用いた積層体については、第２構造体の窒化アルミニウム層が１０ｍｍ、中間層が各１ｍｍ×２層、第１構造体の実験例１０の層が１０ｍｍからなる計２２ｍｍの円盤状成形体とし、これら積層した円盤状成形体を焼成用黒鉛モールドに収納した。

・焼成
　焼成用黒鉛モールドに収納した円盤状成形体をホットプレス焼成することにより、一体焼成したセラミックス材料を得た。ホットプレス焼成では、プレス圧力を２００ｋｇｆ／ｃｍ²とし、焼成温度１８００℃で焼成し、焼成終了までＡｒ雰囲気とした。焼成温度での保持時間は４時間とした。なお、実験例２０、２１については焼成温度１７５０℃での焼成も実施した（実験例２０－１，２１－１）。

　上述の製造方法で得られた焼結体は、ＡｌＮ［１］を用いた積層体（実験例２０，２０－１）、ＡｌＮ［２］を用いた積層体（実験例２１、２１－１）共に、上部が高耐食なマグネシウム－アルミニウム酸窒化物、焼結体の下部が高熱伝導な窒化アルミニウムを主とする焼結体で構成され、その中間に中間層が配置されていた。中間層は、第１構造体から第２構造体に近づくにつれてＡｌＮの含有量が高くなるように傾斜させたものである。これらの焼結体には、各層間のクラック、ヒビ等はなかった。これは、第１構造体と第２構造体との間に中間層を有することで焼成中の熱応力が回避されたと考えられた。また、基材である窒化アルミニウムの熱膨張率を制御することで、基材とマグネシウム-アルミニウム酸窒化物間に生じる熱応力が小さくなり、中間層を薄くすることができた。このような焼結体は、例えば、静電チャックやサセプター、ヒーター、プレート、内壁材、監視窓、マイクロ波導入窓、マイクロ波結合用アンテナなどの半導体製造装置用部材に好適に用いられると推察された。

[実験例２２～２４]
　実験例２２では、表２に示すように、実験例６のセラミックス材料を第１構造体、酸化アルミニウムを第２構造体とし、中間層なしでＮ₂雰囲気で積層焼結したこと以外は、実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２３では、表２に示すように、実験例６のセラミックス材料を第１構造体、酸化イットリウムを第２構造体とし、中間層なしでＮ₂雰囲気で積層焼結したこと以外は、実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２４では、表２に示すように、実験例１３のセラミックス材料を第１構造体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ［１］）を第２構造体とし、中間層なしでＮ₂雰囲気で積層焼結したこと以外は、実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２２～２４のいずれにおいても、層間にクラックやヒビ等はみられなかった。また、実験例２２～２４では、いずれも第１構造体と第２構造体との線熱膨張係数差が０．３ｐｐｍ／Ｋ以下と小さかったため、中間層なしでクラックやヒビ等の発生を防止することができた。これらの積層体も、実験例２０，２１と同様、静電チャックやサセプター、ヒーター、プレート、内壁材、監視窓、マイクロ波導入窓、マイクロ波結合用アンテナなどの半導体製造装置用部材に好適に用いられると推察された。なお、実験例２２～２４においても、実験例２０，２０－１，２１、２１－１のように中間層を設けても構わない。

［実験例２５，２６］
　実験例２５では、表２に示すように、アルミナを第１構造体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ［１］）を第２構造体とし、Ｎ₂雰囲気で積層焼結したこと以外は実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２６では、表２に示すように、スピネルを第１構造体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ［１］）を第２構造体とし、Ｎ₂雰囲気で積層焼結したこと以外は実験例２０と同様にして積層体を得た。実験例２５，２６のいずれにおいても、層間にクラックが発生した。これは、第１構造体と第２構造体との線熱膨張係数差が大き過ぎ、その結果、中間層を設けたにもかかわらず、熱膨張差によるクラックを防止しきれなかったと考えられる。

　本出願は、２０１０年１０月２５日に出願された日本国特許出願第２０１０－２３９０００号、２０１１年６月１７日に出願された日本国特許出願第２０１１－１３５３１２号及び２０１１年８月２９日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１１／６９４７９を優先権主張の基礎としており、引用によりその内容の全てが本明細書に含まれる。

　本発明のセラミックス材料は、例えば、静電チャックやサセプター、ヒーター、プレート、内壁材、監視窓、マイクロ波導入窓、マイクロ波結合用アンテナなどの半導体製造装置用部材に用いられる。あるいは、本発明のセラミックス材料は、例えば、ハードディスクの磁気ヘッド及び磁気抵抗ランダムアクセスメモリなどの磁気トンネル接合素子の作製用のスパッタリングターゲット部材に用いられる。

Claims (13)

1. 　マグネシウム、アルミニウム、酸素及び窒素を主成分とするセラミックス材料であって、
   　ＣｕＫα線を用いたときのＸＲＤピークが少なくとも２θ＝４７～５０°に現れるマグネシウム－アルミニウム酸窒化物相を主相とする、
   　セラミックス材料。
2. 　前記２θは４７～４９°である、請求項１に記載のセラミックス材料。
3. 　酸化マグネシウムに窒化アルミニウムが固溶したＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体の結晶相を副相とする、請求項１又は２に記載のセラミックス材料。
4. 　前記ＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体は、ＣｕＫα線を用いたときの（２００）面及び（２２０）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝４２．９～４４．８°，６２．３～６５．２°に現れる、請求項３に記載のセラミックス材料。
5. 　前記ＭｇＯ－ＡｌＮ固溶体は、ＣｕＫα線を用いたときの（１１１）面のＸＲＤピークが酸化マグネシウムの立方晶のピークと窒化アルミニウムの立方晶のピークとの間である２θ＝３６．９～３９°に現れる、請求項４に記載のセラミックス材料。
6. 　ＡｌＮ結晶相を含まない、請求項１～５のいずれか１項に記載のセラミックス材料。
7. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のセラミックス材料を利用した第１構造体と、窒化アルミニウム、酸化イットリウム及び酸化アルミニウムのうち少なくとも１種を主相とする第２構造体と、が積層又は接合された構造を有する、積層体。
8. 　前記第１構造体と前記第２構造体とが中間層を介して接合されている、請求項７に記載の積層体。
9. 　前記第１構造体と前記第２構造体との線熱膨張係数差が０．３ｐｐｍ／Ｋ以下であり、前記第１構造体と前記第２構造体とが直接接合されている、請求項７に記載の積層体。
10. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のセラミックス材料からなる、半導体製造装置用部材。
11. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のセラミックス材料からなる、
    　スパッタリングターゲット部材。
12. 　磁気トンネル接合素子のトンネル障壁の作製に使用される、
    　請求項１１に記載のスパッタリングターゲット部材。
13. 　ハードディスクの磁気ヘッド及び磁気抵抗ランダムアクセスメモリのうち少なくとも１つの前記磁気トンネル接合素子の作製に使用される、
    　請求項１２に記載のスパッタリングターゲット部材。

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