陶瓷材料、半導體製造裝置用構件、濺射靶材及陶瓷材料的製造方法

2023-07-05 01:36:16

專利名稱：陶瓷材料、半導體製造裝置用構件、濺射靶材及陶瓷材料的製造方法
技術領域：
本發明關於陶瓷材料、半導體製造裝置用構件、濺射靶材及陶瓷材料的製造方法
背景技術：
半導體製造中幹法工藝和等離子塗層等使用的半導體製造裝置中，作為蝕刻用和清洗用，使用的是反應性高的F、Cl等的滷素系等離子體。因此，安裝於此種半導體製造裝置的構件，要求有高耐腐蝕性，一般使用經過氧化鋁膜(alumite)處理的鋁和耐蝕耐熱鎳基合金(Hastelloy)等的高耐腐蝕金屬和陶瓷構件。特別是支撐固定Si晶圓的靜電卡盤材料和加熱器材料，由於必須有高耐腐蝕和低起塵性，使用的是氮化鋁、氧化鋁、藍寶石等的高耐腐蝕陶瓷構件。由於這些材料會隨著長時間使用而逐漸腐蝕，引起起塵，因此要求有更高耐腐蝕性的材料。已知作為鎂化合物的氧化鎂和尖晶石，較之於氧化鋁等，對於滷素系等離子體具有高耐腐蝕性，特別是氧化鎂的含有量越多，耐腐蝕性越高(例如專利文獻I)。此外，氧化鎂除了耐火物以外，也可用於各種添加劑和電子部件用途、螢光體原料、各種靶材原料、超導薄膜基底用原料、磁隧道結元件(MTJ元件)的隧道勢壘、彩色等離子顯示器(rop)用保護膜，還有PDP用氧化鎂晶體層的原料，作為具有極廣範圍用途的材料而備受矚目。其中，作為濺射靶材，可用於利用了隧道磁阻效應的MTJ元件的隧道勢壘的製作和PDP的電極與電介質的保護膜等。該隧道磁阻效應，是厚度數nm的非常薄的絕緣體被2個磁性層相夾的MTJ元件中，2個磁性層的磁化相對方向為平行時和反平行時出現的電阻變化現象，利用該磁化狀態的電阻變化，應用於硬碟的磁頭等。此外，氧化鎂相關的還有後述的專利文獻2、3。專利文獻I :日本專利第3559426號公報專利文獻2 日本專利特開2009-292688號公報專利文獻3 :日本專利特開2006-80116號公報

發明內容
但是，氧化鎂在大氣中會與水分和二氧化碳反應，生成氫氧化物和碳酸鹽，因此氧化鎂表面會逐漸變質(耐溼性的問題)。因此，用於半導體製造裝置用構件時，存在氫氧化物和碳酸鹽分解而生成氣體、由此引起的氧化鎂的顆粒化和起塵帶來的半導體設備汙染的擔憂，因而沒有進入實用。為改善耐溼性，有令NiO或ZnO等固溶的方法(專利文獻2)，但由於這些金屬成分會成為影響半導體設備特性的汙染物質，因此作為添加劑是不理想的。本發明的目的是解決此種問題，提供耐腐蝕性與氧化鎂同等，耐溼性、耐水性優於氧化鎂的陶瓷材料。此外，近年來，有人研究利用了上述MTJ元件的磁阻式隨機存取存儲器(以下稱為MRAM)(例如專利文獻3)。MRAM，例如，配置有多個MTJ元件、以各磁化陣列為信息載體，具有不揮發、高速、高改寫耐性等特徵，因此作為凌駕傳統半導體存儲器(DRAM)的存儲器而進行著開發。截至目前，已試作了記憶容量為數 數十兆比特(Mbit)的存儲器，但例如，為取代DRAM還必須有吉比特(Gbit)級的更大容量。目前作為MTJ元件的隧道勢壘的材料，一般使用單晶或高純度的氧化鎂，一般用氧化鎂的濺射靶材成膜為隧道勢壘。但是，要更大容量化，需要MTJ元件的電阻低、為得到大輸出信號而有高磁阻比。本發明的目的是為解決此種問題而做出的，目的在於提供電阻低於氧化鎂的濺射靶。通過使用該靶材製作磁隧道結元件，可期待其電阻下降。
本發明者們對將氧化鎂、氧化鋁和氮化鋁的混合粉末成型後熱壓燒結而得到的陶瓷材料的耐腐蝕性進行了銳意研究後發現，主相為氧化鎂中固溶了鋁、氮成分的MgO-AlN固溶體的晶相的陶瓷材料，不僅耐腐蝕性，耐溼性、耐水性也良好,從而完成了本發明。S卩，本發明的陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為氧化鎂中固溶了鋁、氮成分的MgO-AlN固溶體的晶相。本發明中，將氧化鎂的晶格中固溶了鋁、氮成分的物質稱為MgO-AlN固溶體。此外，本發明的半導體製造裝置用構件由此種陶瓷材料構成。此外，本發明的濺射靶材由此種陶瓷材料構成。本發明的陶瓷材料的製造方法，是將氧化鎂、氧化鋁和氮化鋁的混合粉末在惰性氣氛下熱壓燒結，製造此種陶瓷材料的方法。本發明的陶瓷材料，耐腐蝕性與氧化鎂同等，耐溼性、耐水性優於氧化鎂。因此，該陶瓷材料構成的半導體製造裝置用構件，可長期承受半導體製造流程中使用的反應性高的F、Cl等滷素系等離子體，可降低該構件的起塵量。此外，由於耐溼性、耐水性高，較通常的氧化鎂難以變質，還具有適合溼式加工的特徵。此外，本發明的陶瓷材料，維持氧化鎂的晶體結構、具有低於氧化鎂的電阻。可認為這是由於氧化鎂晶體中固溶了鋁和氮，氧化鎂中的載流子增加了。因此，該陶瓷材料構成的濺射靶材，例如，用於磁隧道結元件的隧道勢壘的製作時，預計可以得到隧道勢壘層中含有鎂、鋁、氧及氮，電阻低於氧化鎂的磁隧道結元件。此外，通過此種鋁、氮的固溶，氧化鎂的帶隙內生成雜質能級，因此可以期待降低隧道勢壘高度等效果。此外，也有可能得到具有高磁阻比的磁隧道結元件。此外，通過鋁、氮的固溶，氧化鎂的晶格常數變化，可隨著固溶量調整晶格常數，以此可調整與被成膜材料的晶格的匹配性。此外，如上所述，由於較通常的氧化鎂的耐溼性高，因此難以變質，在大氣中移動和操作時，其表面難以生成氫氧化物和碳酸鹽，因此在為製作MTJ元件而進行濺射時等，可以減少氫氧化物和碳酸鹽的分解造成的剩餘氣體成分的混入。此外，也可減小對於形成膜的被成膜材料的影響。綜上，預計可以得到更高性能的磁隧道結元件。


圖I實驗例I的XRD解析圖表。圖2實驗例I的XRD解析圖表的MgO-AlN固溶體波峰放大圖。圖3實驗例I、5的EPMA元素分布圖。圖4實驗例2、5的塊體材料(bulkmaterial)耐溼性、耐水性試驗的微結構照片。
圖5實驗例8、9的塊體材料耐溼性、耐水性試驗的微結構照片。
具體實施例方式本發明的陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為氧化鎂中固溶了氮化鋁成分的MgO-AlN固溶體的晶相。該MgO-AlN固溶體，耐腐蝕性與氧化鎂同等,耐 溼性和耐水性優於氧化鎂。因此可認為，以該MgO-AlN固溶體的晶相為主相的陶瓷材料，耐腐蝕性、耐溼性、耐水性高。此外，本發明的陶瓷材料，通過氧化鎂中加入氮化鋁、氧化鋁，可顯著增加鋁、氮成分的固溶量。因此，該MgO-AlN固溶體中，相對於氮的固溶量，也可含有更多的招。該MgO-AlN固溶體，使用CuK a線時的(111)面、(200)面及(220)面的XRD波峰優選分別出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 0 = 36. 9 39°，42.9 44.8° ,62.3 65.2°。或者，MgO-AlN 固溶體，使用 CuK a 線時的(200)面及(220)面的XRD波峰也可分別出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 0 =42.9 44.8°，62.3 65.2°，此外，(111)面的XRD波峰也可出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2 0 = 36. 9 39°。由於(111)面的波峰有時難以與其他晶相的波峰區別，因此也可以是僅(200)面及(220)面的XRD波峰出現在上述範圍。同樣的，(200)面或(220)面的波峰有時也難以與其他晶相的波峰區別。鋁、氮成分的固溶量越多，耐溼、耐水性越提升。伴隨固溶量的增加，氧化鎂的XRD波峰向高角度一側移動。因此，更優選MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰各自出現在2 0 = 42. 92°以上、62. 33°以上，可進一步提高耐溼性。此外，更優選MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰各自出現在2 0 = 42.95°以上、62. 35°以上，可進一步提高耐溼性及耐水性。此外，MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰各自在2 0 = 43.04°以上、62. 50。以上的話，可進一步提高耐溼性、耐水性，較為理想。此外，更優選MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰各自在2 0 = 43.17°以上、62. 72°以上，可進一步提高耐溼性、耐水性。此外還發現,MgO-AlN固溶體的積分寬度越小，耐水性越提升。即，MgO-AlN固溶體的
(200)面的XRD波峰的積分寬度在0. 50°以下的話耐水性提升，較為理想，更優選在0. 35°以下。本發明的陶瓷材料，作為副相含有AlN晶相的話，出現耐腐蝕性下降的趨勢，因此優選AlN晶相少,更優選不含。本發明的陶瓷材料，作為副相，也可含有使用CuKa線時的XRD波峰至少出現在
20 = 47 49°的鎂-鋁氮氧化物相。由於該鎂-鋁氮氧化物的耐腐蝕性也較高，因此作為副相也沒有問題。該鎂-鋁氮氧化物相的含有量越多，越可提升機械特性，其中可有效提升強度、斷裂韌性。但是，由於較本發明的MgO-AlN固溶體的耐腐蝕性低，因此基於耐腐蝕性的角度，含有量是有限度的。鎂-鋁氮氧化物相的2 0 = 47 49°的XRD波峰強度設為A、MgO-AlN固溶體的(220)面的2 0 = 62. 3 65. 2°的XRD波峰強度設為B時，A/B優選在0.03以上。這樣的話，可進一步提升機械特性。該A/B，基於耐腐蝕性的觀點，優選在A/B = 0. 14 以下。本發明的陶瓷材料，優選混合粉末中的鎂/鋁的摩爾比在0. 5以上。
本發明的陶瓷材料中，開口孔隙率優選在5%以下。此處，開口孔隙率是根據以純水為媒質的阿基米德法測定的值。開口孔隙率超過5 %的話，可能出現強度下降和因材料自身脫粒而容易起塵，而且材料加工時等容易出現氣孔內起塵成分堆積，因此不理想。此外，開口孔隙率優選儘可能接近零。因此，不存在特別的下限值。此外，本發明的陶瓷材料也可以是異相較少的。以MgO-AlN固溶體為主相的陶瓷材料的情況下，鎂-鋁氮氧化物相的2 0 = 47 49°的XRD波峰面積設為a、2 0 = 62. 3 65. 2。的MgO-AlN固溶體的(220)面的XRD波峰面積設為b、2 0 = 45. 0°附近的尖晶石(MgAl2O4)的(400)面的XRD波峰面積設為c、2 0 = 36.0°附近的氮化鋁(AlN)的(002)面的XRD波峰面積設為d時,優選(a+c+d)/ (a+b+c+d)值在0. I以下。(a+c+d)/ (a+b+c+d)值越小，表示陶瓷材料中MgO-AlN固溶體的所佔比例大，可能成為異相的鎂-鋁氮氧化物相、尖晶石(MgAl2O4)及氮化招(AlN)等的合計量少。該異相少的陶瓷材料,例如(a+c+d)/(a+b+c+d)值在0. I以下的陶瓷材料，用於濺射靶材較為理想。濺射靶材含有異相時，主相與異相的濺射率可能不同，但異相少時，可進一步抑制形成的膜的均質性的下降，可以進一 步抑制來自濺射靶材的起塵等。此外，通過鋁、氮的固溶，氧化鎂的晶格常數會變化，伴隨固溶量可調整晶格常數，從而可以調整與被成膜材料的晶格的匹配性。本發明的陶瓷材料，可用於半導體製造裝置用構件。作為半導體製造裝置用構件，可舉出例如，半導體製造裝置所使用的靜電卡盤、基座、加熱器、板、內壁材料、觀察窗、微波導入窗、微波耦合天線等。由於它們必須對包含滷素元素的腐蝕性氣體的等離子體具有良好的耐腐蝕性，因此適宜使用本發明的陶瓷材料。此外，本發明的陶瓷材料可用於濺射靶材。即，本發明的濺射靶材，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料,可以由主相為氧化鎂中固溶了氮化鋁成分的MgO-AlN固溶體的晶相的陶瓷材料構成。本發明的陶瓷材料，由於維持氧化鎂的晶體結構、具有更低的電阻，因此優選用於濺射靶材。作為濺射靶材，例如，可用於磁隧道結元件的隧道勢壘的製作。通過此種鋁、氮的固溶，氧化鎂的帶隙內生成雜質能級，由此可期待降低隧道勢壘高度等的效果。此時，本發明的陶瓷材料，優選用於硬碟的磁頭及磁阻式隨機存取存儲器中至少I個磁隧道結元件的製作。由於它們必須具有低電阻和高磁阻比，因此適宜使用本發明的陶瓷材料。本發明的陶瓷材料，可將氧化鎂、氮化鋁和氧化鋁的混合粉末在成型後燒結而製造。作為原料的混合粉末，優選含有49質量％以上的氧化鎂、氮化鋁和礬土(氧化鋁)，基於耐腐蝕性的觀點，混合粉末組成中，優選混合氧化鎂70質量％以上99質量％以下、氮化招0. 5質量％以上25質量％以下、氧化招0. 5質量％以上25質量％以下,更優選混合氧化鎂70質量％以上90質量％以下、氮化招5質量％以上25質量％以下、氧化招5質量％以上25質量％以下。此外，基於同時體現機械特性和耐腐蝕性的觀點，混合粉末組成中，優選混合氧化鎂49質量％以上99質量％以下、氮化鋁0. 5質量％以上25質量％以下、氧化鋁0. 5質量％以上30質量％以下，更優選混合氧化鎂50質量％以上75質量％以下、氮化鋁5質量％以上20質量％以下、氧化鋁15質量％以上30質量％以下。燒結溫度優選1650°C以上，更優選1700°C以上。燒結溫度不足1650°C的話，可能無法得到目標MgO-AlN固溶體，因此不理想。此外，燒結溫度不足1700°C的話，作為副相可能含有A1N，為得到高耐腐蝕性，在1700°C以上燒結較好。此外，燒結溫度的上限並無特別限定，例如可以為1850°C。此外，燒結優選採用熱壓燒結，熱壓燒結時的加壓壓力優選設定為50 300kgf/cm2。燒結時的氣氛優選不會影響氧化物原料燒結的氣氛，例如，優選氮氣氣氛、氬氣氣氛、氦氣氣氛等的惰性氣氛。成型時的壓力沒有特別限制，適當設定為可以保持形狀的壓力即可。實施例以下說明本發明適宜的適用例。實驗例I 16的MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使用純度99. 9質量％以上、平均粒徑I ii m以下的市售品，實驗例17 28中，MgO原料使用純度99. 4質量％、平均粒徑3 u m的市售品，Al2O3原料使用純度99. 9質量％、平均粒 徑0.5 iim的市售品，AlN原料使用與實驗例I 16相同的平均粒徑Iiim以下的市售品。此處，對於AlN原料，由於不可避免地含有I質量％左右的氧，因此是從雜質元素中除開氧的純度。此外，實驗例I 4、7 17、21、23 28相當於本發明的實施例，實驗例5 6、18 20、22相當於比較例。[實驗例I 3] 調合稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料使之滿足表I所示質量％，以異丙醇為溶劑，用尼龍制的罐、直徑5_的氧化鋁球進行4小時溼式混合。混合後取出漿料，在氮氣流中進行110°C乾燥。然後,過30目的篩,作為混合粉末。此外，該混合粉末的Mg/Al的摩爾比為2.9。 成型將混合粉末以200kgf/cm2的壓力單軸加壓成型，製作直徑35mm、厚度IOmm左右的圓盤狀成型體，裝入燒結用石墨鑄模。 燒結將圓盤狀成型體熱壓燒結而得到陶瓷材料。熱壓燒結中，加壓壓力為200kgf/cm2，以表I所示燒結溫度(最高溫度)燒結，燒結結束前控制為Ar氣氛。燒結溫度下的保持時間為4小時。[實驗例4]除了燒結溫度設定為1650°C以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例5]除了僅使用MgO原料、燒結溫度設定為1500°C外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例6]除了按表I所示質量％稱量MgO原料及Al2O3原料、燒結溫度設定為1650°C以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例7 16]除了按表I所示質量％稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、設定為表I所示燒結溫度(最高溫度)以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[實驗例17 21]除了按表3所示質量％稱量MgO原料、Al2O3原料及AlN原料、設定混合粉末的成型壓力為lOOkgf/cm2、試樣直徑為50mm、燒結氣氛為N2、燒結溫度(最高溫度)為表3所示值以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。
[實驗例22]除了按表3所示質量％稱量MgO原料、Al2O3原料以外，進行與實驗例I相同的調合工序，得到混合粉末。將混合粉末以lOOkgf/cm2的壓力單軸加壓成型，製作直徑20mm、厚度15mm左右的圓柱狀成型體,將製作的成型體以3000kgf/cm2進行CIP成型的成型工序。將上述混合原料填充至帶蓋的石墨制坩堝，在填充的混合原料中埋入成型體。進行將圓柱狀成型體常壓燒結的燒結工序，得到陶瓷材料。燒結工序中，以表3所示燒結溫度(最高溫度)燒結，燒結結束前控制為Ar氣氛。燒結溫度下的保持時間為4小時。[實驗例23 28]除了按表3所示質量％稱量MgO、Al2O3及AlN各原料、調合時的球為直徑20mm的鐵芯尼龍球、成型時的單軸加壓成型時的壓力為100kgf/cm2、製作直徑50mm、厚度20mm左右的圓盤狀成型體、設定為表3所示燒結溫度(最高溫度)、燒結時的氣氛為N2氣氛以外，與實驗例I同樣地得到陶瓷材料。[評價]將實驗例I 28得到的各材料加工為各種評價用，進行以下評價。各評價結果如表I 4所示。此外，實驗例I 17中，也製作了直徑50mm的試樣,但得到的結果與表I 4相同。(I)體積密度 開口孔隙率根據以純水為媒質的阿基米德法測定。(2)晶相評價將材料於研缽中粉碎，通過X射線衍射裝置確定晶相。測定條件為CuK a，40kV,40mA, 2 0 = 5-70。，使用密封管式X射線衍射裝置(O力一 工4工、> 夕7工7制D8ADVANCE)。測定的步長為0. 02°，特別指定峰頂的衍射角時，添加NIST制Si標準試料粉末(SRM640C) 10質量％作為內標物，修正波峰位置。氧化鎂的峰頂的衍射角為I⑶D78-0430的值。MgO-AlN固溶體與氧化鎂的波峰間隔、積分寬度如下算出。(2)-I波峰間隔(峰位移)的計算為相對比較MgO-AlN固溶體中的A1、N固溶量，以MgO-AlN固溶體的(220)面為對象，評價波峰間隔(峰位移)。以MgO-AlN固溶體的(220)面的峰頂的衍射角和ICDD78-0430的氧化鎂的(220)面的衍射角(62.3° )之差為波峰間隔。(2) -2積分寬度的計算為相對比較MgO-AlN固溶體的結晶性，計算積分寬度。積分寬度，是將MgO-AlN固溶體的(200)波峰的波峰面積除以峰頂的強度(Imax)而計算。波峰面積，是從峰頂的衍射角起-1° +1°的範圍中，扣除背景，積分強度而得到。計算式如下所示。此外，背景為從峰頂起-1°的衍射角處的波峰強度。使用上述方法計算的NIST制Si標準試料(SRM640C)的(111)面的積分寬度為0. 15°。(積分寬度)=(EI (2 0 ) X (步長))/Imax(2) -3鎂-鋁氮氧化物相與MgO-AlN固溶體的XRD波峰強度比的計算為了相對比較作為副相所含的鎂-鋁氮氧化物相的含有比例，使用下述方法計算鎂-鋁氮氧化物相與MgO-AlN固溶體的XRD波峰強度之比。求得鎂-鋁氮氧化物相的2 0=47 49。的XRD波峰強度設為A、2 0 = 62. 3 65. 2。的MgO-AlN固溶體的(220)面的XRD波峰強度設為B時的A/B值。此處，XRD波峰強度A是2 0 = 47 49°的XRD波峰的扣除背景後的積分強度，XRD波峰強度B是MgO-AlN固溶體的(220)面的XRD波峰的扣除背景後的積分強度。此外，計算使用市售的〃 7卜々二 7 MDI公司製造的JADE5。(2) -4異相的含有比例的計算接著，為了相對比較相對於整體的異相比例，通過以下方法計算XRD波峰面積比。求得鎂-鋁氮氧化物相的2 0 = 47 49°的XRD波峰面積設為a、2 0 = 62. 3 65. 2°的MgO-AlN固溶體的(220)面的XRD波峰面積設為b、2 0 = 45.0°附近的尖晶石(MgAl2O4)的(400)面的XRD波峰面積設為c、2 0 = 36.0°附近的氮化鋁(AlN)的(002)面的XRD波峰面積設為d時的(a+c+d) / (a+b+c+d)值。此處，XRD波峰面積a、b、C、d是由市售的」7卜々二 7 MDI公司製造的JADE5的尋峰功能求得的上述角度各自的波峰面積。JADE5的尋峰條件是，濾波器類型為拋物線濾波器、波峰位置定義為峰頂、閾值與範圍為閾值O =3. 00、波峰強度％截止值=0. 1、BG決定範圍=1.036平均化點數=7、角度範圍=5. 0 70. 0°、可變濾波長(數據點)ON、K a 2波峰刪除0N、現存波峰列表刪除0N。此外，還使用 上述的計算方法，算出波峰面積a與波峰面積b之比a/b值。⑶蝕刻率對各材料的表面進行鏡面研磨，使用ICP等離子體耐腐蝕試驗裝置進行下述條件的耐腐蝕試驗。通過臺階儀測定的遮蔽面與暴露面的段差除以試驗時間，算出各材料的蝕刻率。ICP :800W、偏置功率450W、導入氣體NF3/02/Ar = 75/35/100sccm 0. 05Torr、暴露時間I Oh、試料溫度室溫(4)構成元素使用EPMA檢出並識別構成元素，分析各構成元素的濃度。(5)耐溼性將各材料在研缽中粉碎至中值粒徑為10 m以下，製作粉末，室溫下於飽和水蒸氣壓氣氛中暴露4天。然後，用TG-DTA裝置測定40 500°C間的脫水量。(6)塊體材料耐溼性對各材料的表面進行鏡面研磨，在40°C、相對溼度90%的氣氛下暴露28天。然後，用掃描型電子顯微鏡(7 ^ U 7公司製造XL30)觀測試料表面，無變化的為(〇)，表面的40%以上產生針狀或粒狀析出物的為(X)，在這之間的為(A)。(7)塊體材料耐水性對各材料的表面進行鏡面研磨，室溫下在水中浸泡15天。然後，用掃描型電子顯微鏡觀測試料表面，無變化的為(〇)，表面的40%以上觀察到溶出痕跡的為(X)，在這之間的為(A)。(8)斷裂韌性根據JIS-R1607，以SEPB法評價斷裂韌性。(9)彎曲強度根據JIS-R1601，通過彎曲強度試驗測定。(10)體積電阻率測定根據JIS-C2141的方法，在大氣中、室溫下測定。試驗片形狀為直徑50mmX (0. 5 Imm)、主電極為直徑20mm、保護電極為內徑30mm、外徑40mm、外加電極為直徑40mm,各電極由銀形成。外加電壓為2kV/mm，讀取電壓外加後I分鐘時的電流值，根據該電流值算出室溫體積電阻率。此外，對於實驗例1、3、5、12、23 28，通過同樣的方法，在真空中(0. OlPa以下)、600 °C下測定。試驗片形狀為直徑50mm X (0. 5 Imm)、主電極為直徑20mm、保護電極為內徑30mm、外徑40mm、外加電極為直徑40mm,各電極由銀形成。外加電壓為500V/mm,讀取電 壓外加後I小時的電流值，根據該電流值算出體積電阻率。此外，表2、4的體積電阻率中，「aEb」表示aX10b，例如「1E16」表示IXlO160[表 I]
權利要求
1.一種陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的晶相。
2.根據權利要求I所述的陶瓷材料,其中，上述MgO-AlN固溶體的使用CuKa線時的(200)面及(220)面的XRD波峰分別出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的 2Θ =42. 9 44. 8° ,62. 3 65. 2°。
3.根據權利要求I所述的陶瓷材料,其中，上述MgO-AlN固溶體的使用CuKa線時的(111)面、(200)面及(220)面的XRD波峰分別出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的 2 Θ =36. 9 39°，42.9 44.8。，62.3 65.2。。
4.根據權利要求2或3所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰分別出現在2 Θ = 42.92°以上，62. 33°以上。
5.根據權利要求2 4的任意一項所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AIN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰分別出現在2 Θ = 42.95°以上，62. 35°以上。
6.根據權利要求2 5的任意一項所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰分別出現在2 Θ = 43. 04°以上，62. 50°以上。
7.根據權利要求2 6的任意一項所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的(200)面、(220)面的XRD波峰分別出現在2 Θ =43.17。以上，62. 72。以上。
8.根據權利要求I 7的任意一項所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的(200)面的XRD波峰的積分寬度在O. 50°以下。
9.根據權利要求I 8的任意一項所述的陶瓷材料，其中，上述MgO-AlN固溶體的(200)面的XRD波峰的積分寬度在O. 35°以下。
10.根據權利要求I 9的任意一項所述的陶瓷材料，其中，不含AlN晶相。
11.根據權利要求I 10的任意一項所述的陶瓷材料，其中，作為副相，含有使用CuK a線時的XRD波峰至少出現在2 Θ = 47 49°的鎂-鋁氮氧化物相。
12.根據權利要求11所述的陶瓷材料，其中，上述鎂-鋁氮氧化物相的2Θ =47 49°的XRD波峰強度設為A、上述MgO-AlN固溶體的(220)面的2 Θ = 62. 3 65. 2°的XRD波峰強度設為B時，A/B在O. 03以上。
13.根據權利要求12所述的陶瓷材料，其中，上述A/B在O.14以下。
14.根據權利要求I 13的任意一項所述的陶瓷材料，其中，上述鎂-鋁氮氧化物相的2 Θ = 47 49。的XRD波峰面積設為a、上述MgO-AlN固溶體的(220)面的2 Θ = 62. 3 65.2°的XRD波峰面積設為b、尖晶石(MgAl2O4)的(400)面的2Θ =45.0。的XRD波峰面積設為C、氮化鋁(AlN)的(002)面的2 Θ = 36. 0°的XRD波峰面積設為d時，(a+c+d)/(a+b+c+d)值在 O. I 以下。
15.根據權利要求I 14任意一項的所述的陶瓷材料，其中，混合粉末組成為氧化鎂在49質量％以上、99質量％以下、氮化招在O. 5質量％以上、25質量％以下、氧化招在O. 5質量％以上、30質量％以下。
16.根據權利要求I 15任意一項的所述的陶瓷材料，其中，混合粉末組成為氧化鎂在50質量％以上、75質量％以下、氮化招在5質量％以上、20質量％以下、氧化招在15質量％以上、30質量％以下。
17.一種半導體製造裝置用構件，由權利要求I 16的任意一項所述的陶瓷材料構成。
18.—種濺射靶材，由權利要求I 16的任意一項所述的陶瓷材料構成。
19.根據權利要求18所述的濺射靶材，用於磁隧道結元件的隧道勢壘的製作。
20.根據權利要求19所述的濺射靶材，用於硬碟的磁頭及磁阻式隨機存取存儲器中至少I個上述磁隧道結元件的製作。
21.一種陶瓷材料的製造方法，將氧化鎂、氧化鋁和氮化鋁的混合粉末在惰性氣氛下熱壓燒結，製造權利要求I 16的任意一項所述的陶瓷材料。
全文摘要
本發明的陶瓷材料，是以鎂、鋁、氧及氮為主成分的陶瓷材料，主相為氧化鎂中固溶了氮化鋁的MgO-AlN固溶體的晶相。MgO-AlN固溶體，優選使用CuKα線時的(200)面及(220)面的XRD波峰出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2θ＝42.9～44.8°，62.3～65.2°，更優選(111)面的XRD波峰出現在氧化鎂的立方晶波峰與氮化鋁的立方晶波峰之間的2θ＝36.9～39°。
文檔編號H01L21/31GK102639463SQ201180004701
公開日2012年8月15日 申請日期2011年10月11日 優先權日2010年10月25日
發明者佐藤洋介, 渡邊守道, 磯田佳範, 神藤明日美, 勝田祐司 申請人:日本礙子株式會社