在LSI的制造中，在硅半导体圆片的表面上，形成有微细布线 图形的集成电路。为了在布线图形之间实现电绝缘，就要用各种CVD 方法，例如等离子CVD、常压CVD等，来形成二氧化硅、氮化硅之 类的绝缘膜。以下，将其称为“表面处理”。在这一表面处理中，一 个个处理圆片且需要一个保持体用于保持该圆片。这里将要举例说明 有关使用陶瓷保持体(吸盘)的静电吸盘方法的情况。如图1示意性 所示的那样，将一个半导体圆片2放置在保持体1上。标序号9表示 厚膜电极，通过直流电源10把电场加到保持体上，赋予静电吸盘功 能。该电极通常由高熔点金属层，诸如W、Mo等金属层构成。一般， 用于加热圆片2的加热器3被安装在保持体下面。直流电源7将电场 加到电极6上，并且从保持体1的上边将CVD材料气体4供到真空 室5中。在这样的方式下，在圆片2的表面上形成如上所述的薄膜， 这就要求该保持体有高的热导率，以便迅速传导来自加热器的热，使 圆片均匀加热。而且，高精度保持圆片的保持位置，也要求保持体要 有高尺寸精度。
在吸盘用电极与地之间，必需施加相当高的直流电压(通常约 1kv)。因此，形成了上述厚膜电极，用于这种膜形成的方法，包括 所谓的共烧结金属化方法和所谓后烧结金属化方法。前者方法是，在 陶瓷粉末的坯体(坯片)上，形成(一般通过印制和涂覆导电胶)一 层主要包括高熔点金属的材料层，随后进行层叠，以及同时烧结该陶 瓷和高熔点金属层，后者方法是，在由烧结陶瓷体构成的衬底上形成 (一般通过印制和涂覆导电胶)形成主要包括高熔点金属的原材料 层，然后把多个这样的烧结体层叠起来。而且，用烧结法焙烧该高熔 点金属层。前者与后者比较，前者在以低成本制造用于半导体器件的 多层布线衬底方面是有利的。但是，前者方法，由于层叠大量薄片， 所得的烧结体遭受较大变形。因此，当需要具有大外径和高尺寸精度 的保持体时，这一方法是不合乎要求的。
要处理的圆片，外径迅速变大。因此，用于挟持的保持体大小， 也要求是大的，而在圆形保持体的情况下，通常要求的大小是直径 200到300mm，而厚度一般约5到50mm。但是，据估计，大直径保 持体是将来所要求的。也就是，随着增大圆片上布线的微细和高密度 趋势，将增大保证在布线图形排列上高精度的重要性。因此，必须大 大改善保持圆片位置的精度，在主平面方向上保持体厚度离散度和平 整度的容差要求变得严格了。例如，这个严要求在于，当外径是 200mm和厚度为5mm时，厚度的允许容差是正/负几十微米，平整 度容差约100μm。如上所述，随着较高的尺寸精度，就强烈要求用 较大的保持体。因而，不加改进就难以把常规的多层布线衬底的生产 方法用于半导体器件。
用于保持(装卡)圆片的方式包括：机械上装卡的机械法；利 用静电荷的静电吸盘法，以及用真空吸附的真空吸附法，在这些方法 中主要使用机械法，其中将通过形成阳极氧化膜，增强对等离子体的 耐侵蚀性的铝(Al)制品，用作保持体。然而，近年来随着LSI密度 的迅速提高，布线间的间隔变窄。当圆片或保持体受等离子体侵蚀时， 它们产生微尘。如果微尘作为污染物粘附于圆片上，就有严重的问题， 弄断LSI的布线图形和形成短路，以致降低圆片的成品率。为了避 免这个问题，人们需要用一种对原料气体有优良的耐侵蚀性的保持体 或经常清洗真空室。用侵蚀活性比原料气体还高的气体，例如NF3、 CF4等。与微尘反应而除去微尘的清洗方法，而下面将这种气体称为 “反应媒体”或简称为“媒体”。由铝制成的上述保持体易于受媒体 侵蚀。所以为了解决该问题，近年来已经采用静电吸盘方法，使用有 优越耐侵蚀性的陶瓷作为保持体，如陶瓷，vol.30，No.11，p.999到1001 所述(以下，将本方法用的陶瓷保持体叫做：静电吸盘或简称：吸盘)。
如上述论文说明的那样，适合用作静电吸盘的材料包括：主要 是含有氧化铝(Al2O3)的陶瓷、氮化铝(AlN)、氮化硼(BN)等。 其中，以氮化铝为基的陶瓷主要包括：氮化铝(AlN)(氧化简称： “氮化铝”或“AlN”)，对媒体耐侵蚀性都是优良的，而且导热性 上也是优良的。当氮化铝陶瓷有足够密度，例如，象多孔性之类的缺 陷极小，具有理论密度的98％密度时，它对氟化合物有高的耐侵蚀 性，而且从吸盘上产生的微尘量就可以大大减少。因此，也可以防止 上述的圆片污染，同时能够延长吸盘本身的寿命。因其导热性高，即 使圆片外径变大时，由于其快速加热均匀，相当迅速地导热就会使圆 片加热均匀。为了形成具有均匀性质和厚度的微细图形电路，需要精 确控制圆片的表面温度。因此，由氮化铝陶瓷制成的静电吸盘迅速地 被推广开来。
用于制备这种陶瓷衬底的方法包括：层叠并烧结薄模制体(坯 片)的方法和烧结比较厚的成形体(紧密)的方法。例如，为了用前 者方法得到厚度5mm的静电吸盘，就要制备层叠厚度约0.5mm的薄 坯片10片以上。在这样的情况下，需要大量有机粘合剂把这些薄片 结合起来，以保持其形状。所以，会增加在烧结步骤期间驱除挥发成 分的比例，而使烧结收缩变得相当大。例如，在氮化铝的情况下，在 烧结下本身出现相当大的收缩，当在这样的方式下进行烧结时，不可 避免地发生显著的翘曲或变形，于是其中各层单元的粘合力变得不满 足了。结果，烧结层叠的叠层界面易于被剥离(以后，也称为：无效)。 在主平面上的收缩离散度的百分比一般约为1％。但是，如果变形大， 就要在主平面上花长时间进行修整处理，以便符合高尺寸精度的严格 要求。进而，在修整体的主平面上的厚度离散度变大。而且，插入陶 瓷衬底各层之间的厚膜电极(示于图1中的9)。将与陶瓷变形相应 发生变形。例如，在主平面方向上，用如图3所示的图形，形成各 个电极。当陶瓷衬底的尺寸离散大时，则电极尺寸离散也变大。由于 衬底或电极图形的厚度上的这种离散，就会在纵剖面上形成吸盘上的 吸附性能不均匀。因此，当用刮浆刀法制备薄片时，可稳定生产的外 径最大为100mm。所以，当把它应用于，尤其是近年来要求的外径 超过100mm大直径片时，产品的成品率就很低，而且大量生产性也 很差。为了提高生产性，与前一方法比较，在烧结期间挥发成分的比 率相对较小的后一方法是有利的。
另一方面，后一方法是一种将材料粉末填入模具(干式压模)， 后在压力下模制或通过对其冲压混合制品而模制的方法，随后进行烧 结。在本方法中，分别进行接触陶瓷主体和高熔点金属层的烧结过程， 而且可以模制具有相当大厚度的产品。所以，比较容易避免前一方法 中的问题。当烧结后，进行两个主平面抛光修整，高温下矫正和加热 加压下的同时烧结结合时，接着的高熔点金属层的焙烧，实际上就不 发生变形。因此，能满意地获得比前者方法尺寸精度还高的产品。
但是，因为当陶瓷构成的组分只有AlN时氮化铝陶瓷就难以烧 结，故一般把助烧结剂，包括2a族元素(Be、Mg、Ca、Sr、Ba和 Ra)或3a族元素(Y、Sc、镧系元素和锕系元素)加到氮化铝中， 且在1600℃以上的高温，在助烧结剂的液相下进行烧结。而这些助 烧结剂一般变为玻璃状材料。这些玻璃状材料，易于被上述含氟的高 温等离子体所分解。玻璃状材料分解形成的反应产物被挥发和分散到 高温媒体中变成微尘，而从保持体中释放留而下微孔。这样会降低保 持体的耐侵蚀能力和缩短保持体本身的寿命。进而，从微孔部分将重 新产生微尘造成圆片的污染。因此更可取的是：添加的助烧结剂量要 少。然而，当助烧结剂的添加量过少时，烧结变得困难，造成不可能 获得致密产品的问题。
日本专利公开公报No.63435/1993揭示了一种氮化铝陶瓷，将3a 族元素作为助烧结剂，少量均匀地分散于其中，且含有少量玻璃相。 在该公报的7栏，26到34行中，曾提出因氮化铝陶瓷含有少量由助 烧结剂组成的玻璃相，故此比较适合于本发明用途目的。

本发明人继续研究和基于上述公报说明材料的发展，取得了本 发明，其目的是提供一种能够稳定产生并保持上述尺寸精度和实用性 的硅片持导器。结果，通过改进或规定组成可以获得通常不曾获得的 高质量静电吸盘和用于模制和烧结的方法，而同时控制AlN晶粒大 小或氮化铝陶瓷的缺陷数量，来确保高尺寸精度。
所以，本发明提供的静电吸盘是：(1)保持体(器)，用于由 层叠多个衬底包括氮化铝陶瓷与高熔点金属层和粘附层而形成的半 导体制造装置。在本发明的静电吸盘中，(2)更可取的是，该氮化 铝陶瓷包括：3a族元素的化合物，该3a族元素占氮化铝陶瓷总重量 的0.01到1％，且AlN晶体的平均颗粒大小为从2到5μm。更可取 的是，(3)氮化铝陶瓷的热导率是150w/mk或以上。
另外，本发明包括：(4)保持体，其中层叠衬底的最上衬底包 括除氮化铝陶瓷以外的陶瓷，和(5)保持体，其中层叠衬底的最上 衬底涂覆以金刚石层。而且，本发明包括(6)保持体，其中在1000μm2 任意裂开的剖面内晶粒边界的三重点上，衬底具有最大直径超过1μm 的孔5个或以下，和(7)一保持体，其中高熔点金属包括，至少一 种选自由W、Mo和Ta构成的组中的的元素，和其中相同层包括低 熔点玻璃。更可取的是，(8)该低熔点玻璃是一种氧化物玻璃，包 括至少一种选自由Ca、Al和Si构成的组中的元素，和本发明包括(9) 保持体，其中粘附层包括氮化铝(AlN)的重量为80％或以上和实质 上包括周期表的2a族元素和3a族元素化合物的剩余部分。
本发明提供的静电吸盘的制造方法如下：也就是，本发明提供 (1)一方法包括：形成混合物的步骤，通过把助烧结剂的粉末添加 到氮化铝的粉末中并混合这些粉末(步骤1)；形成模制体的步骤， 模制该混合物(步骤2)；形成烧结体的步骤，通过在无氧气氛下， 在温度从1600到2000℃范围内焙烧模制体(步骤3)；一形成衬底 的步骤，将烧结体加工成所要求的形状(步骤4)；一制备多个衬底、 作为插入材料形成高熔点金属层的材料和形成粘附层材料的步骤(步 骤5)；形成组合片的步骤，将这些衬底与挟着插入材料进行层叠(步 骤6)；焙烧组合片的步骤，将组合片在无氧化气氛中在温度从1500 到1700℃范围内焙烧成为层叠体(步骤7)；以及修整层叠体的步骤 (步骤8)。
本发明包括(2)一方法，其中步骤1作为助烧结剂加入包含至 少一种选自周期表3a族元素的化合物粉末，该3a族元素占所述氮化 铝和该3a族元素总重量的0.01到1％，并进行混合；(3)一方法， 其中步骤3在无氧化气氛中在温度从1600到2000℃范围内焙烧模制 体，然后以每小时冷却速率为200℃以上冷却到1500℃，形成烧结体； (4)一方法，其中步骤5，提供不同于氮化铝陶瓷的陶瓷，作为最 上的层叠衬底的一层；以及(5)一方法，其中步骤8包括把金刚石 层形成到层叠衬底的最上衬底上。
附图说明
图1是示意性示出按照本发明的静电吸盘式半导体薄膜形成设 备的图。
图2A-2C示意性示出按照本发明的用于半导体制造装置的保 持体的层叠结构图。
图3是示出在本发明的保持体上形成高熔点金属层图形的实例 图。

本发明提供的静电吸盘是一种用于半导体制造装置的保持体， 如上述的那样，该保持体由带有高熔点金属层和粘附层的多个氮化铝 陶瓷衬底形成。在图2A-2C中，示意性示出具有按照本发明的呈现 层叠结构的静电吸盘。在这些图中，标序号11表示一陶瓷衬底，而 9表示插入层，其中12表示用于产生静电荷的高熔点金属层(厚膜 电极)，以及13表示提供粘合该电极高熔点金属层与衬底的粘附层。 图2A是层叠衬底层数为2的情况，图2B和2C是层叠衬底层数为3 的情况。在2-片层叠的情况下，在插入层中两层的次序是，自下衬 底侧面开始高熔点金属层和粘附层。在图2B的3-片层叠的情况下， 在插入层中这个次序是，自中央衬底侧面开始到上侧面和下侧面，排 列粘附层和高熔点金属层。就是，在图2B的情况下，相对于以虚线 表示的辅助线，排列是对称的。在图2C的情况下，自中央衬底到上 侧面，插入层的排列次序是高熔点金属层和粘附层，而自中央衬底到 下侧面，插入层的排列次序是粘附层和高熔点金属层。即，在图2C 的情况下，相对于以虚线表示的辅助线，排列是非对称的。图2C的 插入层的排列可以理解为，从下侧看，层叠按图2A中的插入层排列。 在层叠2-片衬底的情况下，本发明的静电吸盘具有图2A的层叠体 结构，而在层叠3-片以上衬底的情况下，当抽出任何包含3个衬底 的层叠单元时，它就具有层叠结构2B或2C。
在上述结构中，其中将多个衬底层叠起来，而一般全部陶瓷衬 底采用氮化铝陶瓷，最上层陶瓷衬底可以包括除氮化铝陶瓷以外的陶 瓷，取决于半导体圆片的薄膜形成条件和实际使用时真空室内的清洗 条件。在这样的情况下，更可取的是，采用具有比较高的热导率和电 绝缘性的陶瓷，诸如氧化铝系列陶瓷(陶瓷包括Al2O3作为主份)、 氮化硼系列陶瓷(陶瓷包括BN作为主份)。用作本发明静电吸盘的 陶瓷衬底，从耐侵蚀的观点出发，上述的那些陶瓷是包括在内的材料， 不成问题。但是，当要求很高的耐侵蚀性时，更可取的是，使用一种 含有以重量计为99％的量以上的AlN，通过用这种具有高AlN纯度 的氮化铝陶瓷作为衬底，就可以降低在含氟等离子体气氛中对衬底表 面的损伤和衬底的消耗。当AlN的量变成小于重量的99％时，衬底 中耐侵蚀性较差的晶界相数量，就变得相当大，实际使用上有增大衬 底表面上损伤和衬底消耗的倾向。
更可取的是，由一种含有至少一种3a族元素来构成衬底的晶界 相的组分。这是因为在耐上述等离子体侵蚀方面。例如，钇(Y)氧 化物是优越的。晶界相的体积，最好为烧结体体积的0.9％以下。在 这样的情况下的体积百分比的测定是以这样的方式进行的。用扫描电 子显微镜，观察任意裂开或抛光的陶瓷衬底平面，并在二维投影图象 上表面分析构成晶界相的元素。更详细地说，测定在表面上的同一组 分元素的特性曲线的强度，并把获得的结果转换成，用通过试样产生 的校准曲线，用作体积百分比，而该相同元素的体积百分比是已知的。 在烧结体内不同于3a族元素离子的阳离子变成了微尘产生的原因， 因而最好小于重量的0.5％(光谱分析获得的值)。
作为烧结体内的AlN晶粒，较好的是具有从2到5μm的平均颗 粒大小的晶粒，最好是具有小于5μm的平均颗粒大小的晶粒。更可 取的是，其热导率大于150w/m.k。当平均颗粒大小小于2μm时，相 应的晶界相体积增大，有可能使耐上述等离子体的侵蚀性变坏。当平 均颗粒大小大于5μm时，则该陶瓷晶界是三重点中出现的缺陷(主 要是微孔)变大，有耐侵蚀性变坏的可能性。其热导率最好是尽可能 高，显示出静电吸盘的迅速导热作用。特别是，在把各衬底层叠形成 多层结构的情况下，该静电吸盘包括作为插入层的高熔点金属层和粘 附层，它的热导率要比衬底的低，故衬底的热导率最好为150w/m.k 以上。
并且，陶瓷衬底最好是具有接近于理论密度99.5％的相对密度 (用浸在水中的方法测定的密度与理论密度的比)的致密产品。当微 孔出现在衬底里时，其周围易于受等离子体侵蚀，并且易于形成沉积 有杂质的缺陷(以后称为：凹坑)。而且，衬底里出现微孔的频度高 时，则曝露于等离子体后产生缺陷。例如凹坑的频度也变高，其结果， 半导体圆片表面的污染将变得更严重。与缺陷产生相应，散射出缺陷 中沉积的杂质作为微尘。这个现象加速环绕缺陷部分的AlN颗粒移 动。于是，随片数的增加而增大圆片的污染程度，降低其生产成品率， 同时也降低静电吸盘的寿命。作为上述衬底组成研究的结果，本发明 人已证实，在曝露于等离子体之前的衬底每单位面积微孔存在频度与 曝露于等离子体后的存在频度之间有成正比例的关系。已经证实，这 对抑制各个微孔的大小的重要的。
本发明人发现，要求最好把出现于任意1000μm2裂开平面中的 晶界三重点上最大直径超过1μm的微孔。抑制到5个或以下，在这 个情况下，术语“最大直径超过1μm”的意思是，这样在微孔上配 置1μm的圆，使其中心基本上彼此一致时，至少微孔外周的一部分 从圆的外周伸出。利用通过扫描电子显微镜观察陶瓷衬底的任意裂开 剖面而获得的二维投影图象(相片)，进行微孔大小和个数计量。基 本上与上述一样，利用通过扫描电子显微镜观察陶瓷衬底任意曝露面 而获得二维投影图象(相片)，来进行使用后凹坑的大小和个数计量。 如上述的那样，利用衬底，控制其中的微孔密度(微孔出现的频度)， 就可以明显地抑制因侵蚀而形成的上述二次缺陷的发生频度。
在本发明的静电吸盘中，当插入多个高熔点金属层时，将其中 的一层用作给吸盘加电场的电极。所有的高熔点金属层都显示出，在 安装和实用上的消除热应力的功能，确保了粘合强度。插入层的厚度 最好是1到100μm，插入层小于1μm时，易于在粘合界面处形成间 隙，而出现这种情况，会降低粘合强度。插入层超过100μm时，会 增大含有玻璃组分的比率，使该组分的机械强度和热导率都低于衬底 材料。因此，出现这种情况，不但降低粘合强度，而且会降低静电吸 盘厚度方向的热导率。
高熔点金属层，最好包含至少一种选自W、Mo和Ta构成组的 元素。这些元素存在于同一层中作为金属或合金，且在同一层中它们 的总含量，重要最好为50％或以上。用于形成高熔点金属层的最佳 方法是，用印制法涂覆含有高熔点金属的导电胶后进行焙烧。用其它 方法也能进行薄膜的形成，其它方法包括：把含有高熔点金属的箔安 置到衬底上边，随后以压力粘附，当薄层足以满足时，常规的薄膜形 成方法。例如蒸发淀积法在陶瓷上形成金属薄膜。当进行操作，用印 制法把这些组分涂覆到衬底上，随后进行焙烧时，将低熔点玻璃添加 到导电胶里，以加速该层内高熔点金属颗粒的烧结，同时确保该层与 衬底之间的粘合强度。
尤其，在其中有大量AlN的衬底的情况下，低熔点玻璃用以促 进与衬底中的AlN的沾润性，并加速高熔点金属颗粒的烧结，以致 增强层叠各衬底之间的粘合强度。因此，更可取的是，氧化物玻璃含 有至少一种选自由Ca、Al和Si构成组的元素，并且最好是使用这些 玻璃之中，氧化物玻璃具有包括Ca、Al和Si，以重量计含量分别从 5到30％、从20到60％和从20到60％的成分，用作转化成其氧化 物：CaO、Al2O3和SiO2。即，在用除氮化铝陶瓷以外的陶瓷构成最 上层衬底的情况下，实质上可以把上述的种类用作低熔点玻璃层。
作为粘附层，选择一种显示对高熔点金属和衬底良好粘附性和 具有与其高粘合强度(以后有时称为：剥离强度)的材料。尤其，最 好是，选择一种或者含有氮化铝作为主份和具有熔点比衬底低的材 料，或者含有与主份同样的氧化物玻璃的材料，作为低熔点玻璃包含 在高熔点金属层中。更具体地说，在前后两者材料的情况下，该低熔 点玻璃是一种氧化物玻璃，包括至少一种选自由Ca、Al和Si构成组 的元素。在前一种的情况下，更可取的是包括以氮化铝的重量计为 80％以上，剩余部分包括基本上由周期表2a族元素和3a族元素的化 合物。在高熔点金属层含有上述氧化物玻璃相的情况下，使用具有这 样成分的粘附层，将显著改善对相同层的沾润性，粘附层本身的热导 率也可以相当高。在后一种情况下，由于该粘附层对衬底表面和高熔 点金属层两者都显示出良好粘附性，所以能够获得进一步增强的粘合 强度。而且，由于该粘附层不含氮化铝，故可降低成本。在前一种情 况下，粘合强度而不是热导率被认为是重要的，就可以不用将AlN加到粘附层里，或在粘附层里的含量为小于80重量％。当各衬底只 与高熔点金属层粘合，而没有粘附层作为插入层时，其粘合强度不足 以满足，因为在高熔点金属层里的金属元素对粘附力没有贡献，并且 可能发生，象用作静电吸盘上的剥落之类的问题。
而且，层叠衬底的最上一层的圆片安装面上，可以形成金刚石 层。因为金刚石热导率高(约1000w/m.k)，故金刚石层能改善向圆 片传热，进而迅速均匀地加热圆片的表面温度。因此，能够以均匀的 结构和一样的厚度，在圆片上形成绝缘层。金刚石层的厚度为100μm 以下。
在按照本发明的保持体主平面方向的翘曲为0.3mm以下。并且， 高熔点金属层图象外尺寸(例如，示于图3的外径D，狭缝宽度等) 的离散宽度为1％以下。所以，在圆片上形成绝缘膜时，能以一样的 厚度和高尺寸精度，完成薄膜的形成，同时确保稳定的静电吸盘功能。
用于制造按照本发明的静电吸盘的方法，如上所述，首先，在 步骤1，作为使用的氮化铝原材料粉末而言，更可取的是使用一种具 有平均颗粒大小为1μm以下，含氧量为2重量％以下和阳离子杂质 含量为0.5重量％以下。利用这样又细又均匀的原材料粉末，通过搅 拌把含有3a族元素的粉末颗粒均匀地分散在其表面上，于是在烧结 后可以获得具有均匀平均颗粒大小和均匀结构的烧结体。而且，能够 容易地获得适用于静电吸盘的衬底。
就使用的助烧结剂来说，3a族元素化合物的粉末是所希望的。 更可取的是，粉末平均颗粒大小为1μm以下，最好为0.5μm以下。 为了均匀细致地把助烧结剂分散到AlN粉末颗粒的表面上作为主要 原材料，更可取的是使用这些元素的有机盐。例如，硬脂酸盐，棕榈 酸盐和各种醇盐都能适合用作有机盐。然而，其它有机盐也能使用， 只要它经焙烧通过热分解能转变成金属氧化物就行。最可取的是，以 硬脂酸盐的方式添加到其中，按转换成3a族元素换算成重量为0.01 到1％的含量范围。该混合粉末还可以添加有少量有机粘合剂，例如 石蜡油、PVB(聚乙烯醇缩丁醛)和PEG(聚乙烯乙二醇)。作为 模制助剂。为了预先阻止氧固相溶解到AlN晶体中，从而获得有高 热导率的烧结体，故在焙烧时为除去原材料粉末表面上的氧(脱氧)， 可以添加少量碳源。这样的碳源包括：石墨、酚醛树脂、等等。作为 用于混合的媒体，为了避免混入作为主分金属以外的阳离子杂质。一 般，有机材料例如尼龙，在焙烧中将挥发，而且最好使用与衬底材料 相同的材料，例如氮化铝。作为混合溶剂，一般使用有机溶剂，以抑 制AlN粉末分解。按照上述选择的原材料和混合条件，获得混合的 粉末，而其中AlN粉末表面上均匀细致地形成极薄含有3a族元素的 薄膜。
实施本发明的步骤2，可以有各种方法。但是，更可取的是干式 粉末模制法和挤压模制法，与模制助剂用量大的刮刀法形成薄板形模 制体和注模法比较，其中用模制助剂量少，使得烧结时收缩小，且能 获得比较厚的模制体。尤其是，干式等压压制法是最可取的模制法， 因为可以抑制模制体内的密度分布。结果是，在烧结时模制体收缩比 较均匀。在该模制法是这种粉末模制法的情况下，可以从促进模制性 的角度要求，把混合粉末形成颗粒状，通过成粒而具有大的填充流动 性和高的填充密度。而且可用各种常规的成粒法进行成粒。为了增加 已成粒粉末的块密度，更可取的是制造两种成粒粉末，其中粗粒与细 粒的颗粒大小比率在2/1到3/1的范围内。把这样获得的粉末，按粗 粒与细粒的重量比约为3/1到5/1，进行混合。换句话说，可以制造 出这样的两种平均颗粒大小的成粒粉末。例如，按成粒重量为15到 25％，具有平均颗粒大小为50到100μm成粒，与按成粒重量为75 到85％，具有平均颗粒大小为130到300μm成粒进行混合。通过结 合这种成粒法和等压压制法，粉末模制时能容易地获得具有明显致密 的模制体，就是相对于烧结体的理论密度的60％以上，烧结时的收 缩百分比及其在模制体内的离散，可抑制到相当小的值。
但是取决于模制体的形状，当通过用不适合的成粒颗粒大小结 构的成粒粉末或用非成粒粉末的干式模制法，或者通过湿式模制法形 成模制体时，其烧结时的收缩百分比一般为20％，，而其在模制体 内的离散约1％。另一方面，用上述的成粒粉末进行等压压制的情况 下，可将模制体的收缩百分比抑制到17％以下及其模制体内的离散 抑制到0.7％以下。取决于模制的形状，收缩百分比也能抑制到15％ 以下。在用挤压法进行模制的情况下，更可取的是，应尽可能减少粘 合剂和溶剂的量，以降低加热时挥发成分的量，而且满足进行揉合时 的除气，以便尽可能抑制在烧结模制体时形成空隙。通过选择适当的 模制方法，把模制体内收缩百分比的离散。抑制到一个小的值，抑制 烧结时的变形量，以及能够降低烧结后用于修整加工的费用。因此， 这是用于制造作为本发明目的的大直径小厚度的衬底的适合方法。
在步骤3，在无氧化的气氛中，一般在含氮的气氛中，在1600 到2000℃的温度范围内，加热这样获得的模制体。烧结温度和时间 变化，依赖于原材料粉末的特性，烧结前的制造条件、助烧结剂的总 量等。通过在该温度范围内的烧结，保证能够获得平均颗粒大小为2 到5μm，一般小于5μm的致密烧结体。最好，在继续的冷却步骤中， 以不低于每小时200℃的冷却速率，把烧结体冷却到1500℃。采用这 样的冷却步骤后，烧结体内的晶界的成分变得均匀，使晶界相均匀起 来，可以得到具有更加均匀的质量、优良耐侵蚀力和长寿命的衬底。 一般，烧结气氛最好是含氮的气氛。在烧结温度低于1600℃时，烧 结变得不充分，且不可能得到目标的致密烧结体。在烧结温度超过 2000℃时，平均粒径大小超过5μm，在薄制品的情况下，易于发生变 形。
在步骤4，烧结体经受修整加工，作成衬底。静电吸盘要求，用 以保持半导体材料的最上主平面平滑性，以及主平面与最下层主平面 之间的平行性和平面性都优良。特别是，具有大直径的烧结体，例如 直径大小超过100mm的烧结体，如果烧结后马上就是这样状态，往 往难以具有上述要求水平的性质。所以，在前面的步骤中必要有步骤 4的加工余量。
在步骤5，已经过修整加工的多个衬底，制备作为插入材料，即 用于形成高熔点金属层的材料和用于形成粘附层的材料。作为用于形 成高熔点金属的材料，最好使用含有上述高熔点金属的导电胶。把上 述的低熔点玻璃和用于调整粘度的常规有机物包括到该导电胶中。在 这样的情况下，在一个衬底的表面上按所要求的图象，印制和涂覆导 电胶，通过该层把另一衬底粘附到其上，于是，形成了前驱层，施加 前驱高熔点金属层的方法包括，除印制涂覆法外，一种配置方法，其 中材料例如包括高熔点金属的金属箔；以及另一种配置方法，其中同 样成分借助于包括蒸发淀积法和浸涂法来进行，作为形成粘附层用的 材料，使用上述材料，以达到高熔点金属层与衬底之间的高粘附强度。 有关施加方法，各种方法包括：一种用印制法把主要由上述材料组成 的导电胶涂覆其上的施加方法，可取的是，插入层的材料是那些能制 作插入层，本身热导率和耐侵蚀性都优良的材料。从这观点出发，一 种包含钨作为主成分的材料，用作高熔点金属层是可取的，以及一种 包含由上述的AlN组成的材料，用作粘附层是可取的，本发明包括 一种方法，其中在焙烧一个衬底上的高熔点金属层后，用后金属化方 法在其上配置粘附层的前驱层，接着进行焙烧，以后在步骤6中进行 组装，或在把高熔点金属层焙烧到衬底上后，用后金属化方法，以后 进行组装。按照这些处理过程，由于形成粘附层，给高熔点金属层图 形的有害影响。例如，可以避免发生高熔点金属层膏的渗开。
如上述的那样，可以考虑有几种方式，用于本发明的组装步骤6 和焙烧步骤7的粘附层施加方法。特别是，在这样的情况下，象在固 定状态下(或非固定状态配置)，将高熔点金属层的前驱层施加到一 个衬底的表面上，并在固定状态下(或非固定状态配置)，将粘附层 的前驱层施加到面向另一个衬底的表面上，再把这些表面粘合层叠衬 底，而后通过焙烧产生各个层插入其中的层叠体(方法1)。另一种 方法，在固定状态(或非固定状态配置)，将由两层构成插入层的前 驱层施加到一个衬底的表面上，将衬底的表面与另一个其表面没有施 加)或配置(插入层的前驱层的衬底，粘合成层叠衬底，而后通过焙 烧产生各个层插入其中的层叠体(方法2)。关于对包括前驱层的层 施加焙烧的条件，可以在无氧化气氛(一般在氮气气氛)中，在1500 到1700℃的温度范围下进行。在预先把插入层的各个层的前驱层借 助于，例如蒸发淀积施加到衬底上的情况下，随后通过焙烧，可以进 行如上述的基本上同样的处理过程。在使用固体物诸如金属箔和粉末 作为插入层用材料的情况下，可以采用处理过程，其中组装过程包括 焙烧或加压焙烧两衬底间插入材料而不施加前驱层的衬底，立即层叠 粘合多个衬底。在这样的情况下的焙烧条件可以如上述。
当在层叠前的各个衬底具有100mm或更小的外径，且焙烧时翘 曲变形量比较小时，可以通过上述的共焙烧法来制造。就是，在步骤 2中形成与该衬底大小相应的衬底模制体，将含有高熔点金属的导电 胶直接涂覆于其上。另外将形成粘附层的材料，插入到按照所要求的 层叠次序的配置里，在步骤3中同时焙烧高熔点金属层和陶瓷衬底， 就以低费用，产生本发明预期的，由多个衬底层叠的静电吸盘材料。
在本发明的静电吸盘中，如上述的那样，不用氮化铝陶瓷而用 电绝缘陶瓷作为最上层衬底。较可取的陶瓷包括，例如，那些具有相 当高热导率，诸如氧化铝系列陶瓷(主要由Al2O3组成)和硼系列陶 瓷(主要由BN组成)。在采用这些陶瓷的情况下，陶瓷的下层，最 好由氮化铝陶瓷构成，以保证静电吸盘整体的足够热导率。关于衬底 层叠中所用的插入层(高熔点金属层和粘附层)构成，则基本上可以 应用上述的构成。取决于衬底成分，在制造包括氮化铝陶瓷衬底层叠 的衬底下部后，可以粘合分别烧结的上述其它陶瓷衬底与插入上述插 入层，作为最上部分。换句话说，各自分别烧结下层的陶瓷衬底到最 上层上边去，立即通过焙烧制成将插入层插入其中的层叠体。
可将按照本发明的静电吸盘与设置于其下部的加热器制作在一 起(见图1)。例如，取决于加热器的材料，可以插入以细状图形或 板状图形方式形成的加热部分的材料。作为另一种方法，向在陶瓷衬 底上已预先形成了加热部分的层上边，安置另一个陶瓷衬底，以便焙 烧陶瓷母体，可以同时埋置固定加热器。由于对加热器母体的陶瓷需 要有高热导率，所以母体最好能以氮化铝陶瓷构成。
在步骤8，将层叠体修整成最好需要的大小。本发明的层叠体， 与常规的比较，具有较小的翘曲。因此，可以减少用于修整处理的余 量以及省去加工的麻烦。
如上述的那样，在有些情况下，要在衬底的最上层形成金刚石 层，而该层通常是用气相薄膜形成工艺，诸如加热器丝CVD、微波 等离子体CVD、直接等离子体CVD等方法形成的。
实例1
制成具有平均颗粒大小为0.8μm，氧含量为重量的1％和阳离 子杂质含量不大于重量的0.3％的AlN粉末；氧化钇粉末和硬脂酸钇 粉末，具有平均颗粒大小为0.3μm，作为助烧结剂；以及PVB作为 有机粘合剂。以这样的方式称取AlN粉末和助烧结剂粉末，如表1 所示，将助烧结剂的总量换成用Y元素重量的部分，剩余部分以重 量计为AlN。作为有机粘合剂，称取根据它们总重量(按重量100％) 的PVB重量为3％。然后，在氧化铝罐内用球磨机用尼龙球在乙醇 溶液中，经12小时将其进行混合。将得到的粉浆喷雾干燥，粒化为 基本上圆形的小粒状态，其中具有平均颗粒大小为80μm颗颗的比率 约占重量的20％，而具有平均颗粒大小为200μm颗粒的比率约占重 量的80％(成粒的粉末1)。分别地，将粉浆喷雾干燥，粒化为基本 上圆形的小粒状态，它包括具有平均颗粒大小为100μm成粒(成粒 的粉末2)，通过振动将这些粉末填充到橡胶模具里，在2吨/cm2压 力下，经受等压压制，以便模制成具有直径300mm和厚度7mm的 形状(模制方法1)，关于成粒粉末2，用干式压制法，以1吨/cm2 的压力，将其一部分进行模制(模制方法2)。通过用模制方法1模 制成粒的粉末1制成的模制体，具有烧结体理论密度的约63％的块 密度；通过用模制方法1模制成粒的粉末2制成的模制体，具有烧结 体理论密度的约55％的块密度；及通过用模制方法2模制成粒的粉 末2制模制体，具有烧结体理论密度的约50％的块密度。通过模制 体的重量除以其体积，得到表观密度，而后将表观密度除以同样模制 体成分(完全致密化的同样成分的密度值)的理论密度而获得这里的 块密度。
在除去PVB后，将所得到的模制体保持在表1所示的温度和时 间下的氮气气流的气氛中，以表1所示的速率下冷却到温度1500℃， 而后让它冷却到室温，以便获得烧结体样品。成粒粉末1的模制体在 烧结时的收缩百分比，在直径方向和厚度方向都是大约16％，而成 粒粉末2的模制体的收缩百分比大约为20％。在表1冷却速率列中， 样品附有“-”的，都不是以不变的冷却速率冷却到温度1500℃， 而是在炉中自然地从烧结温度冷却到室温。切取所得烧结体的一部 分，作为检测样品用于测量热导率等，如表1所示，测量相对密度(用 浸没法测出的密度对各个样品成分的理论密度的百分比、热导率(从 用激光闪射法获得的热扩散速度算出)、缺陷密度(通过用扫描电子 显微镜观察抛光表面获得的二维投影照片中，在视野相当于1000μm2 内晶界三组点处出现最大直径超过1μm的微孔个数)、Y氏模量(烧 结体的光谱分析值)以及AlN晶粒的平均颗粒大小(通过用扫描电 子显微镜观察裂开表面二获得的二维投影照片中，实施性地计算通过 两对角线切开的所有颗粒大小的算术平均值，作为平均颗粒大小)。 在表1中的样品序号1到17，混合各原材料时以硬脂酸钇的形式添 加Y成分；在样品序号18到20，混合原材料时以氧化钇的形式添加 Y成分，并且在用上述的模制方法1的成粒粉末1的状态下进行模制： 在样品序号21到23，混合各原材料时以硬脂酸钇的形式添加Y成分， 并且在用上述的模制方法1的成粒粉末2的状态下进行模制；以及在 样品序号24到26，混合各原材料时以硬脂酸钇的形式添加Y成分， 并且在用上述的模制方法2的成粒粉末2的状态下进行模制。
                                                                  表1     序号 助烧结剂的 添加量(依Y 的wt％)   烧结条件 冷却速率(℃/ 小时) 相对密 度(％)   热导率   (W/m.k)     缺陷密度     Y量(wt％)     AlN平均直径(μm)   温度(℃) 时间(小时)   *1 0.005   1,850 4 250   88     50     20     0.005     1.8   *2 0.005   1,850 6 250   92     60     17     0.005     1.9   *3 0.01   1,850 5 250   99.5     160     5     0.01     3.2     4 0.2   1,850 5 250   100     200     5     0.2     3.3     5 0.8   1,850 5 250   100     240     3     0.8     4.0     6 1.0   1,850 5 250   100     240     4     1.0     4.8   *7 1.3   1,850 5 250   99     240     10     1.3     5.7   *8 1.3   1,850 6 250   99     240     12     1.3     6.4   *9 0.8   1,580 6 250   94     80     15     0.8     1.6     10 0.8   1,600 6 250   99.5     180     5     0.8     3.0     11 0.8   1,700 6 250   100     230     5     0.8     4.1     12 0.8   2,000 6 250   100     240     5     0.8     4.5     13 0.8   2,030 6 250   97     220     8     0.8     6.9
    14 0.8 1,850 5 180    100     240     3     0.8     4.1     15 0.8 1,850 5 200    100     240     3     0.8     4.1     序号 助烧结剂的 添加量(依Y 的wt％) 烧结条件 冷却速率(℃/ 小时) 相对密 度(％)    热导率    (W/m.k)     缺陷密度     Y量(wt％)     AlN平均直径(μm) 温度(℃) 时间(小时)     16 0.8 1,850 5 300    100     240     3     0.8     4.1     17 0.8 1,850 5 -    100     240     4     0.8     4.3     18 0.8 1,850 5 -    100     230     4     0.8     4.5     19 0.8 1,850 5 180    100     230     4     0.8     4.4     20 0.8 1,850 5 200    100     230     4     0.8     4.5     21 0.8 1,850 5 -    100     240     4     0.8     4.4     22 0.8 1,850 5 180    100     230     4     0.8     4.4     23 0.8 1,850 5 200    100     230     4     0.8     4.4     24 0.8 1,850 5 -    100     230     4     0.8     4.4     25 0.8 1,850 5 180    100     230     4     0.8     4.4     26 0.8 1,850 5 200    100     230     4     0.8     4.4
当为上述的圆片状烧结样品，测量没有抛光加工的主平面的表 面粗糙度(Rmax)和在主平面直径方向的翘曲时，应用由模制方 法1成粒的粉末1而模制成的样品序号1到20具有分别落入5μm 或以下和5μm/mm或以下范围内的那些值。应用由模制方法1成粒 的粉末2而模制成的样品序号21到23，和应用由模制方法2成粒 的粉末2而模制成样品序号24到26。具有主平面的表面粗糙度 (Rmax)，落在5μm或以下的范围内，但是其在主平面直径方向 的翘曲为7μm/mm或以上。尤其是，应用由模制方法2成粒的粉末 2而模制成的那些样品显示出10μm/mm以上的翘曲度。各样品包 括比较例的样品经过修整经过，具有样品厚度2.0±0.05mm。直径 200mm±0.5mm，和主平面方向的平整度与表面粗糙度分别约为± 0.07mm。
分别地，制备：Al2O3粉末具有平均颗粒大小为1μm和阳离 子杂质含量不大于以重量计的0.4％；作为助烧结剂，有棕榈酸锰 粉末、硬脂酸锰粉末、氧化硅粉末(SiO2)、和碳酸钙(CaCO3)粉末； 和作为粘合剂，PVB。称取Al2O3粉末和棕榈酸锰粉末，在总量中 的3份为以Mg元素的重量计用于棕榈酸锰，而余部分由Al2O3组 成(样品序号27)。称取Al2O3粉末、硬脂酸粉末、SiO2粉末和 CaCO3粉末，在总量中的3份为以Mg元素的重量计用于棕榈酸锰， 在总量中的2份为以Si的重量计用于SiO2，在总量中的2份为以 CaO的重量计用于CaCO3，以及剩余部分为以重量计是Al2O3(样 品序号28)。并且，作为有机粘合剂，根据总量(以重量计为100％) 称取以PVB重量计的3％。然后，与AlN的情况相同，在球磨机中 将它们混合起来，再把所得到的粉浆喷雾干燥，产生具有相同成粒 结构的成粒粉末。作为成粒粉末1，以相同的方式在橡胶模具中通 过等压压制而模制每一种所得到的粉末，作为模制方法1提供具有 直径300mm和厚度7mm的模制体。该模制体的块密度约为烧结体 理论密度的62％。
在除去PVB后，把得到的模制体保持在温度1600℃下的氮中 经6小时，然后徐徐冷却到室温，获得烧结体样品。如AlN的情况， 以同样的方法，对同样的项目评定这些烧结体样品。所得到的结果 示于表2。在直径方向和厚度方向上的烧结收缩百分比约为17％。
表2     No.   相对密度   (％) 热导率 (w/m·k) 缺陷密度 助烧结剂 总量(以 元素计   ％) 主晶体平 均直径 (μm)     27   99.5 18 5 7 5     28   99.5 20 5 7 5
对没有抛光的上述圆片状烧结体样品进行测量，以获得主平面 直径方向的翘曲度和主平面的表面粗糙度(Rmax)，其值分别为 5μm/mm以下和5μm以下。该样品经受修整处理后，厚度在2.0± 0.05mm范围内和直径在200mm±0.5mm范围内。因此主平面方向 的烧曲度约为0.25μm/mm和表面粗糙度(Rmax)约为1μm。
如样品序号14，制备同样的粉浆。应准备添加粘合剂PVB， 以AlN粉末和助烧结剂的总重量为每100份重量，数量为10份。 在样品序号29到32中，该粉浆经受外部气流加热式干燥器干燥， 使溶剂含量下降到重量的10％，在同样揉合后，将它挤压成形为具 有厚度7mm的薄片。用该薄片冲出具有直径360mm的圆片状，就 是挤压模制体。分别地，制成正方形方式的挤压模制体，用于测定 热导率。干燥后的挤压模制体的块密度约为烧结体理论密度的 66％。这些样品经受，比样品序号14还要长的长时间干燥除去粘 合剂，然后在后述表3的条件下进行烧结。在直径方向和厚度方向 上，烧结时的收缩百分比约为17％。以同样的方法，就同样的项目， 如AlN的情况一样，对各个烧结体的样品进行测量。获得的结果示 于表3中。
                                                            表3     序号     烧结条件     冷却速率     (℃/小时)     相对密度(％)     热导率     (W/m.k)     缺陷密度 Y量(wt％) AlN平均 颗粒大小(μm)     温度(℃)     时间(小时)     29     1850     5     180     100     240     4 0.8 4.1     30     1850     5     200     100     240     4 0.8 4.2     31     1850     5     300     100     240     3 0.8 4.2     32     1850     5     ″     100     240     4 0.8 4.3
对没有抛光的上述圆片状烧结体样品进行测量，以获得在主平 面直径方向的翘曲度和主平面的表面粗糙度(Rmax)，其结果这 些值分别为6μm/mm以下和5μm以下。该样品经受修整处理后， 厚度在2.0±0.05mm范围内和直径在200mm±0.5mm范围内，而且 具有在主平面方向的翘曲度约为0.25μm/mm和表面粗糙度(Rmax) 约为1μm。
样品序号33到35是用刮浆刀模制方法的样品，在本模制方法 中，必须增加有机粘合剂的量。与样品序号14一样，以同样的条 件制备具有PVB重量为20％加到具有同样原材料和成分的粉末中。 用刮浆刀模制粉浆后，经过加热干燥，接着冲出。为了获得具有厚 度相当于如上述的那种样品的成品形状的产品。制成具有厚度 0.9mm和直径365mm的模制体，将8片模制体与主要由AlN组成 的介入细粉层叠起来，获得二级模制体(样品序号33)。为了与样 品序号33比较，由层叠8片具有直径250mm和与样品33同样厚 度的圆片状模制体制成二级模制体，并且按与样品33同样的加工 处理进行制备(样品序号34)。同样，由层叠8片具有直径100mm 和同样厚度的圆片状模制体制成另一个二级模制体(样品序号35)。 如上述的同样，为了测量热导率制成检测样品。每个模制体的块密 度约为烧结体理论密度的66％。这些样品都经过比样品序号14要 长的长时期干燥和除去粘合剂，而后在下面表4所示的条件下烧结。 烧结时的收缩百分比，在直径方向和厚度方向都约为20％。就同样 的项目按AlN的情况以相同的方法，对各烧结体样品进行评定。所 获得的结果示于表4中。
                                                                 表4     序号     烧结条件     冷却速率     (℃/小时)     相对密度(％)     热导率     (W/m.k)     缺陷密度 Y量(wt％) AlN平均颗粒 大小(μm)     温度(℃)     时间(小时)     33     1850     5     180     100     242     4 0.8 4.2     34     1850     5     200     100     242     4 0.8 4.3     35     1850     5     300     100     242     4 0.8 4.3
当对没有抛光处理的圆片状烧结体样品进行测量，以获得在主 平面直径方向的翘曲度和主平面的表面粗糙度(Rmax)时，所有 的样品显示出表面粗糙度为5μm以下，但是样品序号33的翘曲度 约为8μm/mm，样品序号34约为7μm/mm，而样品序号35约为 6μm/mm等等，该直径越大，烧结后变形量也越大。样品经受修整 处理后，具有厚度在2.0±0.05mm范围内，直径在200mm±0.5mm 范围内，在主平面方向的翘曲度约0.25μm/mm和表面粗糙度 (Rmax)约1μm。
根据上述数据，很清楚，在本发明范围内通过控制助烧结剂的 量和保持烧结的温度和时间，就能获得达到目标的平均颗粒大小、 缺陷密度和热导率高于一定值的氮化铝陶瓷。通过采用适当改变粉 末成粒法的干式模制法，可以获得烧结原材料级翘曲小的烧结体， 即使需要大直径的烧结体也行。因此，修整处理的余量可以小。还 能省去加工的麻烦。于是，可以很清楚，能够获得合乎本发明目的 的产品。这一点与其它氮化铝陶瓷也是共同的。在挤压模制法中， 烧结后的变形量变得稍大于干式模制法，但是基本上能够获得符合 本发明目的的大直径产品。在模制方法的情况下，诸如刮浆刀法之 类，其中粉末量少而有机粘合剂量大，而与上述的模制法(干式模 制法和挤压模制法)比较，能够模制的模制体厚度却明显变薄。因 而为了制作厚度相当于用上述干式模制法和挤压模制法所获得的 烧结体，就必须在烧结前层叠模制体的大量薄片，而且，因为各个 层叠薄片的变形量大，所以很清楚，存在生产和质量上的在于，只 能生产小直径的产品。
实例2
制备与实例1同样的AlN粉末，作为助烧结剂，氧化钇具有平 均颗粒大小为0.4μm，氧化钕粉末具有平均颗粒大小为0.3μm，氧 化镧粉末具有平均颗粒大小为0.3μm和氧化钙粉末具有平均颗粒大 小为0.3μm；以及作为有机粘合剂的PVB。以这样的方式称取AlN粉末和助烧结剂，助烧结剂的重量以各自元素换算为示于表5的各 个量，其总量是重量的0.8份，而剩余部分是AlN。而且，作为有 机，根据其总量(100％)称取PVB为10％。在球磨机的氧化铝罐 内，用尼龙球在乙醇溶剂，经12小时，将其进行混合。将得到的 粉浆喷雾干燥。粒化的基本上圆形的小粒状态，其中具有平均颗粒 大小为70μm的成粒，以重量计约为20％，具有平均颗粒大小为 210μm的成粒，以重量计约为78％。通过振动将这些粉末装到橡胶 模具里，在2吨/cm2压力下，进行等压压制，模制成具有直径350mm 和厚度7mm的形状，得到模制体的块密度约为烧结体理论密度 62％。
在除去PVB后，在与实例1中的样品14同样条件下，在氮气 气流的气氛中，烧结每一个所得到的模制体，获得烧结体的样品。 在烧结时所有样品的收缩百分比，在直径方向和厚方向都是大约 16％。切取这样得到烧结体的一部分，作为检测样品用于测量热导 率，并且对与实例1相同的各项目进行评定。结果示于表5中。
                                           表5 序号 相对 密度 (％)   热导率   (W/m.k)   缺陷   密度 次成份量 (元素换算％)   AlN平均   直径   (μm)   4.0  Yb  Nd  La  Ca 36 100   220   4  0.8  -  -  -   4.1 37 100   230   4  -  0.8  -  -   4.2 38 100   240   5  0.4  0.4  -  -   4.3 39 100   250   3  -  -  0.8  -   4.1 40 99   200   7  -  -  -  0.8   4.9 41 99   200   8  0.4  -  -  0.4   4.9
当对没有抛光处理的上述圆片状烧结体样品进行测量，以获得 在主平面的表面粗糙度(Rmax)、主平面的平整度和主平面直径 方向的翘曲度时，与实例1的样品序号14一样，所有的样品都显 示出同样水平的结果。所有样品都经过修整处理，具有厚度在2.0± 0.05mm范围内，直径在200mm±0.5mm范围内，在主平面方向的 翘曲度约0.25μm/mm和表面粗糙度(Rmax)约1μm。
实例3
利用修整后的衬底或实例1的模制体的衬底样品，通过这些样 品的多个薄片层叠，制成保持体用作检测。由于用插入层的材料层 叠到这些衬底样品中，制备添加了示于表6的低熔点玻璃成分的高 熔点金属层和含有示于表7的各种成分的导电胶。表6中的数值是 导电胶中在烧结时排出挥发组分后最终各高熔点金属层重量的部 分，而高熔点金属，即，W，Mo和Ta的剩余部分基本上是玻璃成 分的总量。因而，在本例样品b的情况下，高熔点金属层中的玻璃 成分总量为重量的50％。
                               表6   插入层   符号     成分和含量(含量的重量％)    玻璃成分中的成分比率     W   Mo   Ta    Al2O3   SiO2     CaO   a     48   -   -    20   40     40   b     50   -   -    20   40     40   c     60   -   -    20   40     40   d     80   -   -    20   40     40   e     90   -   -    20   40     40   f     92   -   -    20   40     40   g     -   90   -    20   40     40   h     -   -   90    20   40     40   i     90   -   -    17   56     27   j     90   -   -    20   60     20   k     90   -   -    40   40     20   l     90   -   -    60   30     10   m     90   -   -    62   20     18
    n     90 - -     45     25     30     o     90 - -     20     62     18     p     90 - -     48     48     4     q     90 - -     50     45     5     r     90 - -     46     22     32
                            表7 插入层     成分和含量(含量的重量为％) 符号     AlN     CaO     MgO   Nd2O3  Yb2O3  La2O3  SiO2    Al2O3 A     78     11     -   11   -  - B     80     10     -   10   -  - C     85     8     -   7   -  - D     90     5     -   5   -  - E     85     -     8   -   7  - F     85     8     -   -   -  -     7 G     85     15     -   -   -  - H     85     -     -   15   -  - J     40  20    40 K     30   10  40    20 L     30     20  30    20
作为衬底，制备通过把样品3、5、6、7、13、14、19、28、30 和39加工成具有厚度2.0±0.05mm和直径200mm±0.5mm的形状 而获得衬底，和层叠前样品序号34的模制体。关于加工后的衬底 样品，制成三层的层叠产品。所有各个样品除样品序号28以外， 全都由示于表8的同类衬底材料制作各个样品的三层。该高熔点金 属层由示于表8的材料组成。利用各个样品同类的衬底三片，制成 示于图2C基本结构的保持体30个样品。在样品序号28的情况下， 用于第一层和第二层的衬底是与样品序号14同样的衬底，而层叠 样品序号28的衬底类，作为第三衬底。该样品如表8中样品序号 74所示。关于利用通过刮浆刀法形成的上述坯体的保持体样品，制 备直接用层叠4片模制体(在烧结后，一组4片粘合一起最后形成 一个衬底)而获得三组层叠模制体，而具有如表8中的样品序号62 相同组合的的插入层前驱层(高熔点金属层和粘附层)。挟在第一 层与第二层之间和在第二层与第三层之间。用共同焙烧法，在氮气 流中1800℃下经5小时，对其进行烧结粘合，制成30个保持体包 括具有3种示于图2A基本结构的衬底，其中各个衬底都是由烧结 粘合4片上述坯片而形成的。各个衬底层的原来形状是与在前面的 实例中制备的一样。在这个情况下，这样调整高熔点金属层和粘附 层的厚度，以便分别提供最终的厚度约30μm和厚度约20μm。这 些层可预先在第一层和第二层的衬底上，通过印制涂覆它们的前驱 层，随后进行干燥而形成。所有的样品中，在第二衬底层上边设置 高熔点金属层。作为电极，其图形(从上边看，外径D为195mm) 示于图3。在样品序号34的情况下，在该层叠衬底的第8片上边， 形成具有相同烧结图形的相同各层。以后，把三层衬底安置在最上 部而准备好的各组合片，在氮气气流中进行烧结结合。对于用烧结 体作为原始衬底要在1600℃下经1小时，对用模制体作为原始衬底 要在1800℃下经5小时进行该烧结。
分别地，利用测试样品相当于示于表8的各样品。检测高熔点 金属层的粘合强度(有时称为：剥离强度)。各测试样品都用焙烧 法来制成，该组合片中，焙烧到衬底上成为第一层，这一层包括： 将与其组合的高熔点金属成分，在如上述的相同烧结条件下其中高 熔点金属层，如上述具有直径2mm和同样厚度的圆形图形。在样 品相当于样品序号28的情况下，通过选择包括氧化铝陶瓷作为第 三层，以相同的测试过程，检测粘合强度。该粘合强度测量方法如 下。在各个样品上形成无电镀镍厚度为1μm后，用Sn-Pd系列焊料， 在各样品上形成的上述高熔点金属层上的任意三个位置处，固定丝 径1mm的铜丝。这里在垂直方向固定铜丝。以后，围绕固定部分， 水平地固定该衬底的主平面，借助于应氏(Instron)拉伸测试机。 以恒定的速度0.5mm/sec。沿垂直于衬底的方向牵引铜丝，以便测 量其剥离强度。通过将施加的负载除以上述圆形图形的面积，获得 该粘合强度(kg/mm2)。所得的结果示于表8。该表中的各个值是三 个位置测量值的算术平均值。
关于各保持体的样品，在层叠结合后，立即检测在表面上有无 间隙(烧结时衬底的一部分变形，成为从粘合部分剥离的状态)， 以及保持体的翘曲。更详细地说，在保持体安置到面板上后，在主 平面的直径方向，用扫描测微仪(dial gauge)检测在最大距离与最 小距离之间和在主平面与表面板之间的差，通过以其直径除该差值 而得到的值指定为翘曲度。关于在层叠后示于图3的图形中所形成 的30个样品的高熔点金属层外层D的离散度，利用透射X-射线 通过图象处理，已经确定。结果，通过层叠用刮浆刀法制备的模制 体而得到产品的翘曲度是0.7μm/mm，然而使用氧化铝作为如表8 中样品序号74所示的第三层的产品，显出翘曲度为0.3μm/mm，表 8中其它样品显出翘曲度为从0.26到0.28μm/mm的范围。在30个 样品中在结合后立即测量高熔点金属层的外径D的宽度离散度，对 于用层叠刮浆刀法模制体的产品为1.2％，而对于表8所示样品的 离散度是0.2％或以下。
表8   序号     衬底数     高熔点金属层   粘附层种类     种类    粘合强度    (kg/mm2)   42     14     a     2.0   C   43     ″     b     1.7   ″   44     ″     c     2.0   ″   45     ″     d     2.0   ″   46     ″     e     2.0   ″   47     ″     f     2.1   ″   48     ″     g     1.8   ″   49     ″     h     1.8   ″   50     ″     i     1.6   ″   51     ″     j     2.0   ″   52     ″     k     2.2   ″   53     ″     l     2.0   ″   54     ″     m     1.7   ″   55     ″     n     2.3   ″   56     ″     o     1.8   ″   57     ″     p     1.7   ″   58     ″     q     2.2   ″   59     ″     r     1.8   ″   60     ″     k     2.2   A   61     ″     ″     2.2   B   62     ″     ″     2.3   C   63     ″     ″     2.3   D   64     ″     ″     2.3   E   65     ″     ″     2.3   F
  66     ″     ″     2.2     G   67     ″     ″     2.3     H   68     3     ″     2.2     C   69     5     ″     2.3     ″   70     6     ″     2.2     ″   *71     7     ″     2.2     ″   *72     13     ″     2.3     ″   73     19     ″     2.2     ″   74     28     ″     2.3     ″   75     30     ″     2.2     ″   76     39     ″     2.2     ″   77     14     ″     3.3     I   78     14     ″     2.9     J   79     14     ″     2.8     K
各层叠结合后的样品经过抛光加工，使上下主平面的表面粗糙 度Rmax都为0.08μm，而粘合体的翘曲度约为0.25μm/mm。加工 后的各样品，就对实用性进行检验。首先，分别地，制备包括阵列 状氮化铝和其中装有W丝的圆片状加热器。以这样方式放置各样 品，使其第三层的上表面，在圆片状加热器上是朝上的，而后安装 到等离子体发生装置的真空室内，该发生装置用高频13.65MHz， 具有示于图1的基本配置。而且在加热温度100℃和SF4气体等离 子体密度1.4w/cm2下，处理各样品5小时。以后，对曝露于等离子 体的第三层衬底上的腐蚀凹坑的密度进行检测，利用光学显微镜检 测表面上1000μm2的任意视野内出现最大直径1μm的凹坑数。结 果，对于以氧化铝层叠作为第三层衬底的样品序号74，凹坑数是 20个/1000μm2；对于含有大量助烧结剂的样品序号71，是10个 /1000μm2；对于用低烧结密度的样品13衬底的样品序号72，是9 个/1000μm2；对于样品序号68、70和73，则是从4个/1000μm2到 5个/1000μm2；其它样品为2个/1000μm2到3个/1000μm2。
从前面说过的结果很清楚，利用氮化铝陶瓷作为衬底，规定它 的模制方法和焙烧方法，可以获得陶瓷衬底，耐等离子锓蚀能力优 良，烧结后的尺寸精度高和适用于制造半导体的保持体。通过将多 个衬底与作为插入层的高熔点金属层及粘附层层叠起来，可以获得 抑制用于半导体制造装置的静电吸盘式陶瓷保持体，该保持体具有 高的尺寸精度、优良的耐等离子体侵蚀能力、长寿命以及高的实用 可靠性，这是常规上不可能达到的。
实例4
制备在实例1中制造的样品序号14(氮化铝)的衬底和样品 序号28(氧化铝)的衬底。这些衬底经过加工而具有厚度2.0± 0.05mm和直径200mm±0.5mm。各样品的表面粗糙度几乎与上述的 一样。然后，制备由三片样品14的衬底构成的层叠体表8的“a” 和“b”的组合物。在实例3提出的条件下进行层叠(样品B)及 一片样品28的衬底层叠于其上作为最上表面层。用于两层叠体的 插入层是示于(样品A)和另一个由二片样品14的衬底构成的层 叠体结合后，将厚度5μm的金刚石层加到最上层的主表面上，方法 如下。用金刚砂(#5000)研磨最上层衬底的表面，使最上层表面 稍稍粗糙，把这样处理过的各个层叠体放入真空室内。其次，通过 VCD(化学气相淀积)法，在压力70Torr下，导入由2％甲烷和 98％氢的气体混合组成的原材料气体，用加热器丝，使最上层表面 涂覆上金刚石层。衬底的温度是800℃，而加热丝温度是2000℃。 以后，各层叠体的金刚石涂覆面和最下面是这样用抛光法修整的， 使整个面具有表面粗糙度Rmax为0.08μm和各层叠体的翘曲度约 为0.25μm/mm2。就每个衬底来说，金刚石层的最后厚度是在30到 32μm的范围内。其次，在示于图1的装置中，以实例3提出的同 样方法，就耐等离子体侵蚀能力，对各样品进行检测。结果，象前 面分别说过的样品序号28和样品序号14一样，样品A和B显示出 几乎同样的结果。
另外，用一个底下加热器，将各层叠体加热到100℃，测量最 上层的温度分布。为了比较，还制备了没有金刚石层的样品A′和 B′，分别与样品A和B对应。各样品的温度借助于非接触型的温度 记录器进行测量。结果示于表9。由该表中的结果可见，因涂覆着 金刚石层、大大改善了温度的分布。
                         表9     样品 温度分布 最大温度(℃) 最小温度(℃)   温度差(℃)     A 97.3 96.9   0.4     A′ 98.1 94.1   3.4     B 96.6 95.2   1.4     B′ 97.8 91.1   6.7
利用实例3和4制成的各个层叠体作为保持体，在许多硅半导 体圆片上形成连续形成由氮化硅组成的绝缘膜圆形，每个外径稍小 于200mm。在表面处理所有几百个圆片之后，检测在各圆片上形成 图形的尺寸、图形之间的绝缘性、保持体表面上的缺陷以及保持体 的翘曲和寿命。结果，其全面评价如下。在保持体之中，只用AlN的衬试，实例4的样品A显示出最好的结果。在此最好的A样品后 的次序如下，即，用样品14(例如实例4的样品A′)和样品73(用 样品19的衬底)、样品75(用样品30的衬底)、样品76(用样 品39的衬底)、样品68(用样品3的衬底)，样品70(用样品6 的衬底)和样品71(用样品7的衬底)的衬底的保持体。使用样品 14的衬底的保持体寿命，至少是样品71的保持体寿命的两倍。关 于用Al2O3衬底作为最上层的保持体。实例4的样品B保持体优于 样品74(即，实例4的样品B′)的保持体。只使用AlN衬底的保 持体寿命长于使用Al2O3衬底作为最上层的寿命好几倍。
按照本发明，通过把多个衬底与作为插入层的高熔点金属层和 粘附层层叠、能够提供按常规所不能的，具有高尺寸精度和优越耐 等离子体侵蚀能力的静电吸盘。尤其是，由于使用含有至少一种3a 族元素化合物的重量小于1％的氮化铝陶瓷和剩余部分实质上是 AlN，将其平均颗粒大小控制在2到5μm的范围内，故可以提供一 种用于半导体制造装置，具有静电吸盘，具有高实用可靠性的保持 体。