WO2012086237A1 - 単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット及び単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法 - Google Patents

単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット及び単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法 Download PDF

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crystal
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crystal plane
surface layer
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聡 鳥見
暁 野上
強資 松本
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東洋炭素株式会社
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    • H01L29/1608—Silicon carbide

Definitions

  • the present invention relates to a unit for liquid crystal epitaxial growth of single crystal silicon carbide and a liquid phase epitaxial growth method of single crystal silicon carbide using the same.
  • Silicon carbide can realize high temperature resistance, high voltage resistance, high frequency resistance, and high environmental resistance that cannot be realized by conventional semiconductor materials such as silicon (Si) and gallium arsenide (GaAs). It is believed that. For this reason, silicon carbide is expected as a semiconductor material for next-generation power devices and a semiconductor material for high-frequency devices.
  • a sublimation recrystallization method (improved Rayleigh method) has been proposed.
  • a seed material made of single-crystal silicon carbide is disposed in the low temperature side region in the crucible, and a raw material powder containing Si as a raw material is disposed in the high temperature side region.
  • the inside of the crucible is made an inert atmosphere and heated to a high temperature of 1450 ° C. to 2400 ° C., thereby sublimating the raw material powder arranged in the high temperature region.
  • silicon carbide can be epitaxially grown on the surface of the seed material disposed in the low temperature region.
  • the improved Rayleigh method is a method for growing a silicon carbide crystal by providing a temperature gradient in the gas phase. For this reason, when the improved Rayleigh method is used, a large apparatus is required for epitaxial growth of silicon carbide, and process control of silicon carbide epitaxial growth becomes difficult. Therefore, there is a problem that the manufacturing cost of the silicon carbide epitaxial growth film is increased. Also, silicon carbide epitaxial growth in the gas phase is non-equilibrium. For this reason, there are problems that crystal defects are likely to occur in the formed silicon carbide epitaxially grown film and that the crystal structure is likely to be rough.
  • MSE metastable solvent epitaxy
  • a seed material made of crystalline silicon carbide such as single crystal silicon carbide or polycrystalline silicon carbide and a feed material made of silicon carbide are opposed to each other with a small interval of, for example, 100 ⁇ m or less, and Si is interposed therebetween. A molten layer is interposed. And silicon carbide is epitaxially grown on the surface of the seed material by heat treatment in a vacuum high temperature environment.
  • a silicon carbide epitaxial growth film can be formed on a seed substrate having a large area, and since the Si melt layer is extremely thin, carbon from the feed material is easily diffused, and the temperature of the epitaxial growth process of silicon carbide can be reduced. There is also an advantage.
  • the MSE method is considered to be an extremely useful method as an epitaxial growth method of single crystal silicon carbide, and research on the MSE method is actively conducted.
  • Patent Document 2 describes that the free energy is made different between the feed substrate and the seed substrate by making the crystal polymorph of the feed substrate and the seed substrate different.
  • the feed substrate is constituted by a polycrystalline 3C-SiC substrate
  • the seed substrate is constituted by a single crystal 4H-SiC substrate having a lower free energy than that of the 3C-SiC substrate.
  • the polycrystalline 3C-SiC substrate can be easily produced by the CVD method. For this reason, as described in Patent Document 2, by using a 3C—SiC substrate as a feed substrate, the formation cost of the silicon carbide epitaxial growth film can be kept low.
  • Patent Document 2 a single crystal 4H—SiC substrate, which is difficult to manufacture and expensive, is used as a seed substrate, and there is a problem that the formation cost of the silicon carbide epitaxial growth layer is high.
  • the present invention has been made in view of the above points, and an object thereof is to reduce the cost required for the liquid phase epitaxial growth of single crystal silicon carbide.
  • the single crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth unit according to the present invention is a unit of a seed material and a feed material used in a liquid crystal epitaxial growth method of single crystal silicon carbide.
  • the feed material has a surface layer containing polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C.
  • the feed material has a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane and a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C by X-ray diffraction of the surface layer. A diffraction peak other than the peak is observed.
  • the seed material has a surface layer containing polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C.
  • a first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed as a diffraction peak corresponding to polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C by X-ray diffraction of the surface layer, and the (111) crystal plane No other first order diffraction peak having a diffraction intensity of 10% or more of the diffraction intensity of the first order diffraction peak corresponding to is observed.
  • the seed material of the single crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth unit according to the present invention is relatively less likely to elute into the silicon melt layer, the feed material is relatively less likely to elute into the silicon melt layer. Are likely to occur.
  • liquid phase epitaxial growth of single crystal silicon carbide can be suitably performed.
  • both the seed material and the feed material have a surface layer containing polycrystalline silicon carbide having a crystal polymorph of 3C
  • each of the seed material and the feed material is formed by CVD (Chemical It can be easily and inexpensively produced by the Vapor Deposition method. Therefore, according to the present invention, for example, compared to the case where the seed material has a surface layer made of 4H—SiC, 6H—SiC, or single crystal silicon carbide, the formation cost of the epitaxial growth film of single crystal silicon carbide is reduced. Can be reduced.
  • hexagonal single crystal silicon carbide having excellent characteristics. This is because a (111) crystal plane is equivalent to a hexagonal (0001) crystal plane, and stacking errors easily occur. As a result, it is considered that the epitaxial growth of hexagonal single-crystal silicon carbide proceeds favorably by using a seed material with many (111) crystal faces exposed.
  • the “liquid phase epitaxial growth method” means that a concentration gradient of graphite melted in the silicon melt layer is formed by heating the seed material and the feed material facing each other through the silicon melt layer.
  • a single crystal silicon carbide is epitaxially grown on the seed material by the concentration gradient.
  • X-ray diffraction refers to diffraction using X-rays (CuK ⁇ - rays) of 8.048 keV.
  • the “feed material” refers to a member that supplies a material for epitaxial growth of single crystal silicon carbide such as Si, C, and SiC.
  • the “seed material” refers to a member in which single crystal silicon carbide grows on the surface.
  • diffraction peak is observed means that a diffraction peak having a peak intensity of 3% or more of the peak intensity of the first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed.
  • the “diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane” includes a first-order diffraction peak and a higher-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane.
  • the first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane has the highest diffraction intensity among the first-order diffraction peaks corresponding to polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C.
  • the main diffraction peak is preferable.
  • the diffraction peaks other than the diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane observed in the X-ray diffraction of the surface layer of the feed material include (200) crystal plane, (220) crystal plane, and (311) crystal plane. It is preferable that a diffraction peak corresponding to at least one is included. According to this configuration, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be increased more effectively. This is presumably because the (200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane are more likely to elute into the silicon melt layer with respect to the (111) crystal plane.
  • diffraction peaks other than the diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane observed in the X-ray diffraction of the surface layer of the feed material include (200) More preferably, diffraction peaks corresponding to each of the crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane are included.
  • the sum of the intensities of the first-order diffraction peaks other than the first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is 10% or more of the sum of the intensities of all the first-order diffraction peaks. It is preferably 20% or more. According to this configuration, it is possible to increase the proportion of crystal planes other than the (111) crystal plane that is more reactive than the (111) crystal plane. Therefore, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be increased more effectively.
  • Each of the feed material and the seed material has a surface layer containing polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C, and (111) crystal plane, (200) crystal plane, (220) by X-ray diffraction of the surface layer
  • the first order diffraction peak corresponding to at least one of the crystal plane and the (311) crystal plane is observed, and the average crystallite diameter calculated from at least one first order diffraction peak of the feed material is It is preferably smaller than the average crystallite diameter calculated from at least one first-order diffraction peak. According to this configuration, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased.
  • the seed material in the surface layer is less likely to elute into the silicon melt layer in the surface layer than the feed material, making it easier to elute into the silicon melt layer between the seed material and the feed material. This is considered to be because the difference between the values can be increased.
  • the average crystallite diameter calculated from the first-order diffraction peak corresponding to polycrystalline silicon carbide having a crystal polymorph of 3C, observed in X-ray diffraction of the surface layer of the feed material is 700 mm or less.
  • the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased. This is thought to be because the proportion of the grain boundaries having high reactivity of the polycrystalline silicon carbide crystal in the surface layer of the feed material increases, and elution from the surface layer of the feed material to the silicon melt layer is more likely to occur. It is done.
  • the first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane and at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane are determined by X-ray diffraction of the surface layer of the feed material.
  • the observed first-order diffraction peak is observed, and (I 1 / I 0 ) ⁇ 1 ⁇ D 2 is preferably 10 8 or less.
  • I 0 The intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane and the total intensity of the first order diffraction peak corresponding to at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane and the (311) crystal plane Sum with I 1 : total intensity of first-order diffraction peaks corresponding to at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane, D: average crystallite diameter calculated from a first-order diffraction peak corresponding to at least one of (200) crystal plane, (220) crystal plane, and (311) crystal plane, It is.
  • the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased. This is because the ratio of the (200) crystal plane, (220) crystal plane, and (311) crystal plane with relatively high reactivity increases in the surface layer of the feed material, and the average crystallite diameter decreases. it is conceivable that.
  • the average crystallite diameter calculated from the first-order diffraction peak corresponding to polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C, observed in the X-ray diffraction of the surface layer is larger than 700 mm. More preferred. According to this configuration, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased. This is thought to be because the proportion of the grain boundaries having high reactivity of the polycrystalline silicon carbide crystal in the surface layer of the seed material decreases, and the elution of the seed material from the surface layer to the silicon molten layer is less likely to occur. It is done.
  • crystallite diameter refers to a crystallite diameter calculated based on the Hall formula shown in the following formula (1).
  • ⁇ half width
  • ⁇ Black angle of diffraction line
  • ⁇ wavelength of X-ray used for measurement
  • ⁇ value of non-uniform strain of the crystal
  • ⁇ average size of crystallite diameter
  • the ratio of the orientation angle of 67.5 ° or more is preferably smaller in the feed material than in the seed material. According to this configuration, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased. This is because the feed material has a higher degree of exposure of the surface that is less stable than the (111) crystal surface of the crystal exposing the (111) crystal surface, compared to the seed material. This is considered to be because the difference in elution into the silicon melt layer with the feed material can be further increased.
  • the proportion of the (111) crystal planes observed by X-ray diffraction of the surface layer of the feed material is that whose orientation angle is 67.5 ° or more Is more preferably less than 80%. Moreover, it is more preferable that the proportion of the (111) crystal planes observed by X-ray diffraction of the surface layer of the seed material with an orientation angle of 67.5 ° or more is 80% or more.
  • an L0 peak derived from polycrystalline silicon carbide having a crystal polymorphism of 3C is observed by Raman spectroscopic analysis with an excitation wavelength of 532 nm on the surface layer, and the L0 peak is 972 cm ⁇ .
  • the absolute value of the shift amount from 1 is preferably smaller for the feed material than for the seed material. In this case, elution from the seed material to the silicon melt layer is less likely to occur, while elution from the feed material to the silicon melt layer is more likely to occur. As a result, an epitaxially grown film of single crystal silicon carbide can be suitably formed at a higher growth rate.
  • L0 peak derived from polycrystalline silicon carbide refers to a peak derived from a longitudinal optical mode among optical modes that vibrate between two Si—C atoms in a silicon carbide crystal. In the case of the 3C polymorph, it is a peak appearing at 972 cm ⁇ 1 .
  • the absolute value of the shift amount from 972 cm -1 of the L0 peak in the feed material is less than 4 cm -1. It is preferable absolute value of the shift amount from the L0 peak of 972 cm -1 in the seed material is 4 cm -1 or more. Further, it is preferable that the full width at half maximum of the L0 peak in the feed material is 7 cm ⁇ 1 or more. The full width at half maximum of the L0 peak in the seed material is preferably 15 cm ⁇ 1 or less.
  • the liquid phase epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further increased because the larger the half width of the L0 peak, It is considered that the elution from the surface layer is more likely to occur because the crystallinity of the crystalline silicon carbide is low or the impurity concentration is high.
  • the liquid phase epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further increased because the smaller the full width at half maximum of the L0 peak, This is probably because the crystallinity of the crystalline silicon carbide is high or the impurity concentration is low, so that elution from the surface layer is less likely to occur.
  • the surface layer preferably contains polycrystalline silicon carbide having a crystalline polymorph of 3C as a main component, and is substantially made of polycrystalline silicon carbide having a crystalline polymorph of 3C. It is preferable to become. According to this configuration, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased.
  • the “main component” refers to a component contained by 50% by mass or more.
  • substantially consists of polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C means that it contains no components other than impurities other than polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C. To do.
  • the impurity contained in the case of “substantially consisting of polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C” is 5% by mass or less.
  • At least one of the feed material and the seed material may include a support material and a polycrystalline silicon carbide film that is formed on the support material and forms a surface layer.
  • the thickness of the polycrystalline silicon carbide film is preferably in the range of 30 ⁇ m to 800 ⁇ m.
  • At least one of the feed material and the seed material may be made of a polycrystalline silicon carbide material including polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C.
  • the single-crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth method according to the present invention is a single-crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth method using the single crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth unit according to the present invention.
  • the single crystal is formed on the surface of the seed material by heating the surface layer of the seed material and the surface layer of the feed material with the silicon melt layer facing each other. Silicon carbide is epitaxially grown.
  • an epitaxially grown film of single crystal silicon carbide can be formed at a low cost. Further, it is not always necessary to provide a temperature difference between the seed material and the feed material. Therefore, the single crystal silicon carbide epitaxial growth process can be easily controlled with a simple apparatus, and a high-quality single crystal silicon carbide epitaxial growth film can be stably formed.
  • the cost required for liquid phase epitaxial growth of single crystal silicon carbide can be reduced.
  • FIG. 1 is a schematic view for explaining an epitaxial growth method of single crystal silicon carbide in an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of a feed substrate according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of a seed substrate according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of a feed substrate according to a modification.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view of a seed substrate in a modified example.
  • FIG. 6 is an X-ray diffraction chart of Samples 1 to 4.
  • FIG. 7 is a schematic diagram for explaining a method of measuring the orientation of the (111) crystal plane.
  • FIG. 1 is a schematic view for explaining an epitaxial growth method of single crystal silicon carbide in an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of a feed substrate according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic
  • FIG. 8 is a graph showing the orientation of the (111) crystal plane in Sample 1.
  • FIG. 9 is a graph showing the orientation of the (111) crystal plane in Sample 2.
  • FIG. 10 is a graph showing the orientation of the (111) crystal plane in Sample 3.
  • FIG. 11 is a graph showing the orientation of the (111) crystal plane in Sample 4.
  • FIG. 12 is a graph showing the results of Raman spectroscopic analysis of the surface layers of Samples 1 to 4.
  • FIG. 13 is a graph showing the shift amount ( ⁇ ) of the L0 peak from 972 cm ⁇ 1 and the half width (FWHM) of the L0 peak in samples 1 to 4.
  • FIG. 14 is a graph showing the growth rate of single-crystal silicon carbide epitaxial growth films in Samples 1, 2, and 4.
  • FIG. 15 is a graph showing the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film in Samples 3 and 4.
  • FIG. 16 is an SEM photograph of the seed substrate (sample 3) after performing the liquid phase epitaxial growth experiment in the example.
  • FIG. 17 is an SEM photograph of the seed substrate (sample 2) after the liquid phase epitaxial growth experiment in the comparative example was performed.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining an epitaxial growth method of single crystal silicon carbide in the present embodiment.
  • a single crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth unit 14 having a seed substrate 12 as a seed material and a feed substrate 11 as a feed material in a container 10 is replaced with a seed substrate.
  • the 12 main surfaces 12a and the main surface 11a of the feed substrate 11 are arranged to face each other with a silicon plate interposed therebetween.
  • the seed substrate 12 and the feed substrate 11 are heated to melt the silicon plate.
  • the seed substrate 12 and the feed substrate 11 are opposed to each other with the silicon melt layer 13 therebetween.
  • raw materials such as silicon, carbon and silicon carbide are eluted from the seed substrate 12 side into the silicon melt layer 13.
  • the thickness of the silicon melt layer 13 is extremely thin, and can be, for example, about 10 ⁇ m to 100 ⁇ m.
  • FIG. 2 shows a schematic cross-sectional view of the feed substrate 11.
  • FIG. 3 shows a schematic cross-sectional view of the seed substrate 12.
  • Each of the feed substrate 11 and the seed substrate 12 has a surface layer containing polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C.
  • each of the feed substrate 11 and the seed substrate 12 includes a support material 11b, 12b made of graphite, and a polycrystalline silicon carbide film 11c, 12c. And have.
  • the support materials 11b and 12b made of graphite have high heat resistance that can sufficiently withstand the epitaxial growth process of silicon carbide.
  • the support materials 11 b and 12 b made of graphite have a thermal expansion coefficient similar to that of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20. Therefore, the silicon carbide epitaxial growth film 20 can be suitably formed by using the support materials 11b and 12b made of graphite.
  • graphite examples include natural graphite, artificial graphite, petroleum coke, coal coke, pitch coke, carbon black, and mesocarbon.
  • Examples of the method for producing the support material 12b made of graphite include the production method described in JP-A-2005-132711.
  • the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c are formed so as to cover the main surfaces and side surfaces of the support materials 11b and 12b.
  • Polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c contain polycrystalline silicon carbide.
  • the surface layer of the feed substrate 11 or the seed substrate 12 is formed by the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c.
  • the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c in this embodiment preferably include polycrystalline 3C—SiC as a main component, and are preferably substantially composed of polycrystalline 3C—SiC. That is, in the present embodiment, each surface layer of the feed substrate 11 and the seed substrate 12 preferably includes polycrystalline 3C—SiC as a main component, and is preferably substantially composed of polycrystalline 3C—SiC. By doing so, the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be increased.
  • Each of thicknesses t11 and t12 of polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c is preferably in the range of 30 ⁇ m to 800 ⁇ m, more preferably in the range of 40 ⁇ m to 600 ⁇ m, and in the range of 100 ⁇ m to 300 ⁇ m. More preferably. If the thicknesses t11 and t12 of the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c are too thin, the support material 12b made of graphite is exposed when the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 is formed, and is caused by elution from the support materials 11b and 12b. In some cases, a suitable single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 cannot be obtained. On the other hand, if the thicknesses t11 and t12 of the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c are too thick, cracks may easily occur in the polycrystalline silicon carbide film 12c.
  • the formation method of the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c is not particularly limited.
  • the polycrystalline silicon carbide film 12c can be formed by, for example, a CVD (Chemical Vapor Deposition) method or a sputtering method.
  • CVD Chemical Vapor Deposition
  • sputtering method a method for forming polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c.
  • the dense polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c can be easily and inexpensively formed by the CVD method.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c constituting the surface layer of the feed substrate 11 has a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction. , Diffraction peaks other than the diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane are observed.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c has a diffraction peak corresponding to (111) crystal plane as well as a diffraction peak corresponding to (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction. It is preferable that a first-order diffraction peak corresponding to a crystal plane other than the (111) crystal plane having an intensity greater than 10% of the intensity of the next-order diffraction peak is observed.
  • the diffraction peak corresponding to the polycrystal 3C-SiC whose crystal polymorph is polycrystal 3C-SiC the diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane, the diffraction peak corresponding to the (200) crystal plane, ( 220) a diffraction peak corresponding to the crystal plane, and (311) a diffraction peak corresponding to the diffraction peak corresponding to the crystal plane. Therefore, specifically, the polycrystalline silicon carbide film 11c has a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction. A diffraction peak corresponding to at least one of the 200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane is observed.
  • the polycrystalline silicon carbide film 12c constituting the surface layer of the seed substrate 12 has a 1 corresponding to the (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction.
  • a second order diffraction peak is observed, and no other first order diffraction peak having a diffraction intensity of 10% or more of the diffraction intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed.
  • the single crystal silicon carbide liquid phase epitaxial growth film 20 can be suitably formed.
  • both the seed material 12 and the feed material 11 have a surface layer containing polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C.
  • each of the seed material 12 and the feed material 11 can be easily and inexpensively produced by the CVD method. Therefore, compared with the case where the seed material has a surface layer made of 4H—SiC, 6H—SiC, or single crystal silicon carbide, the formation cost of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be reduced.
  • the elution into the silicon melt layer 13 is less likely to occur when no other first order diffraction peak having a diffraction intensity of 10% or more of the diffraction intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed. This is probably because the degree of exposure of the (111) crystal plane, which is less likely to elute into the silicon melt layer than other crystal planes, is increased. On the other hand, when a diffraction peak other than the diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed, the elution into the silicon melt layer 13 is more likely to occur in the silicon melt layer than the (111) crystal plane. This is probably because the degree of exposure of crystal planes other than the (111) crystal plane increases.
  • the unit 14 for liquid crystal epitaxial growth of single crystal silicon carbide of the present embodiment it is possible to form the epitaxial growth film 20 of single crystal silicon carbide having excellent characteristics. This is because the (111) crystal plane is equivalent to the hexagonal (0001) crystal plane, and by using the seed material 12 with many (111) crystal planes exposed, the hexagonal single crystal silicon carbide This is probably because the epitaxial growth proceeds favorably.
  • a typical example of the hexagonal single crystal silicon carbide is single crystal silicon carbide whose crystal polymorph is 4H or 6H.
  • Single crystal silicon carbide (4H—SiC, 6H—SiC) whose crystal polymorph is 4H or 6H has a wide band gap and excellent heat resistance compared to other crystal polymorphs of silicon carbide. There is an advantage that a semiconductor device can be realized.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c corresponds to the (111) crystal plane among a plurality of first-order diffraction peaks whose crystal polymorphism is observed as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction.
  • the primary diffraction peak is preferably the main diffraction peak having the largest diffraction intensity.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c has a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane as well as a (200) crystal plane, (220) as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-silicon carbide by X-ray diffraction. It is preferable that a diffraction peak corresponding to at least one of the crystal plane and (311) crystal plane is observed, and each of (200) crystal plane, (220) crystal plane and (311) crystal plane More preferably, a diffraction peak corresponding to is observed. In this case, the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be further increased.
  • the sum of the intensities of the first order diffraction peaks other than the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is more preferably 10% or more of the sum of the intensities of all the first order diffraction peaks, and 20% or more. More preferably. In this case, the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be further increased.
  • the average crystallite diameter calculated from the first-order diffraction peak observed by X-ray diffraction of polycrystalline silicon carbide film 11c is calculated from the first-order diffraction peak observed by X-ray diffraction of polycrystalline silicon carbide film 12c. It is preferably smaller than the average crystallite diameter. According to this configuration, the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased.
  • the polycrystalline silicon carbide film 12c is less than the polycrystalline silicon carbide film 11c in terms of the proportion of the grain boundaries that are likely to be eluted into the silicon melt layer, so that the silicon between the seed material 12 and the feed material 11 This is considered to be because the difference in elution into the molten layer 13 can be further increased.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c has an average crystallite diameter calculated from a first-order diffraction peak corresponding to polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C, which is observed by X-ray diffraction, is 700 mm or less. Preferably there is. In this case, the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be further increased. This is considered to be because the proportion of the grain boundaries having high reactivity of the polycrystalline silicon carbide crystal in the polycrystalline silicon carbide film 11c increases and elution from the polycrystalline silicon carbide film 11c is more likely to occur. .
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c has a first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane and at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane by X-ray diffraction.
  • a first-order diffraction peak corresponding to the two is observed, and (I 1 / I 0 ) ⁇ 1 ⁇ D 2 is preferably 10 8 or less.
  • I 0 The intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane and the total intensity of the first order diffraction peak corresponding to at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane and the (311) crystal plane Sum with I 1 : total intensity of first-order diffraction peaks corresponding to at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane, D: an average crystallite diameter calculated by using the Hall equation from a first-order diffraction peak corresponding to at least one of the (200) crystal plane, the (220) crystal plane, and the (311) crystal plane, It is.
  • the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be further effectively increased. This is because the proportion of the (200) crystal plane, (220) crystal plane, and (311) crystal plane with relatively high reactivity in the polycrystalline silicon carbide film 11c increases, and the average crystallite diameter decreases. It is thought that.
  • the polycrystalline silicon carbide film 12c has an average crystallite diameter calculated from a first-order diffraction peak corresponding to polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C, which is observed by X-ray diffraction, is larger than 700 mm. It is preferable. In this case, the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 can be further increased. This is because in the polycrystalline silicon carbide film 12c, the proportion of the polycrystalline silicon carbide crystal that has high reactivity decreases, and the elution of the polycrystalline silicon carbide film 12c into the silicon melt layer is less likely to occur. It is believed that there is.
  • the ratio of the orientation angle of 67.5 ° or more is smaller in the polycrystalline silicon carbide film 11c than in the polycrystalline silicon carbide film 12c. preferable.
  • the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further effectively increased. This is because the polycrystalline silicon carbide film 11c is more exposed than the polycrystalline silicon carbide film 12c in terms of the degree of exposure of the surface that is less stable than the (111) crystal face of the crystal that exposes the (111) crystal face. Since it becomes high, it is thought that it is because the difference of the elution easiness to the silicon fusion layer 13 between the seed material 12 and the feed material 11 can be enlarged more.
  • the orientation angle of the (111) crystal plane observed by X-ray diffraction of the polycrystalline silicon carbide film 11c is 67.5 ° or more. More preferably, the proportion is less than 80%. Moreover, it is more preferable that the proportion of the (111) crystal plane observed by X-ray diffraction of the polycrystalline silicon carbide film 12c with the orientation angle of 67.5 ° or more is 80% or more.
  • the absolute value of the shift amount from 972 cm ⁇ 1 of the L0 peak derived from polycrystalline silicon carbide whose crystal polymorph is 3C, which is observed by Raman spectroscopic analysis with an excitation wavelength of 532 nm The seed substrate 12 and the feed substrate 11 are so formed that the polycrystalline silicon carbide film 11 c constituting the surface layer of the feed substrate 11 is smaller than the polycrystalline silicon carbide film 12 c constituting the surface layer of the seed substrate 12. It is configured. For this reason, elution from the seed substrate 12 to the silicon melt layer 13 is less likely to occur, while elution from the feed material 11 to the silicon melt layer 13 is more likely to occur. As a result, an epitaxially grown film of single crystal silicon carbide can be suitably formed at a higher growth rate.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c constituting the surface layer of the feed substrate 11 has an absolute value of the shift amount of the L0 peak from 972 cm ⁇ 1 and the polycrystalline carbon carbide constituting the surface layer of the seed substrate 12.
  • the seed substrate 12 and the feed substrate 11 are configured to be smaller than the silicon film 12c. For this reason, the epitaxial growth of hexagonal single crystal silicon carbide proceeds more suitably. This is presumably because the surface layer of the seed substrate 12 is more dense and many of the crystal planes exposed on the surface of the seed substrate 12 have a shape similar to the hexagonal (0001) crystal plane.
  • the absolute value of the shift amount from 972 cm -1 of the L0 peak in the feed substrate 11 is less than 4 cm -1. In this case, since elution from the feed substrate 11 to the silicon melt layer 13 is more likely to occur, it is considered that the liquid phase epitaxial growth rate can be further increased.
  • the absolute value of the shift amount from 972 cm -1 of the L0 peak in the seed substrate 12 is 4 cm -1 or more. In this case, elution from the seed substrate 12 to the silicon melt layer 13 is less likely to occur, and it is considered that the liquid phase epitaxial growth rate can be further increased.
  • the shift amount of from 972 cm -1 of the L0 peak in the seed substrate 12 is preferably 4 cm -1 or more.
  • the half width of the L0 peak is preferably 7 cm ⁇ 1 or more.
  • the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further improved. This is presumably because the larger the half width of the L0 peak, the lower the crystallinity of the polycrystalline silicon carbide in the surface layer and the higher the impurity concentration, so that elution from the surface layer is more likely to occur.
  • the half width of L0 peak is preferably 15 cm ⁇ 1 or less.
  • the epitaxial growth rate of single crystal silicon carbide can be further improved. This is because, as the half-value width of the L0 peak is smaller, the crystallinity of polycrystalline silicon carbide in the surface layer of the seed substrate 12 is higher or the impurity concentration is lower, so that elution from the surface layer of the seed substrate 12 is less likely to occur. This is probably because of this. Therefore, the half width of the L0 peak in the feed substrate 11 is preferably smaller than the half width of the L0 peak in the seed substrate 12.
  • each of the feed substrate 11 and the seed substrate 12 is configured by the support materials 11b and 12b and the polycrystalline silicon carbide films 11c and 12c has been described.
  • the present invention is not limited to this configuration.
  • each of the feed substrate 11 and the seed substrate 12 may be formed of a polycrystalline silicon substrate containing polycrystalline silicon carbide.
  • the silicon carbide substrate can be produced, for example, by coating a graphite base material with polycrystalline silicon carbide by a CVD method and then mechanically or chemically removing the graphite.
  • the silicon carbide substrate can also be produced by reacting a graphite material with a silicate gas to convert the graphite material into silicon carbide.
  • the silicon carbide substrate can also be produced by adding a sintering aid to silicon carbide powder and sintering at a high temperature of 1600 ° C. or higher.
  • Table 2 summarizes the relative intensities of the first order diffraction peaks corresponding to each crystal plane when the intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane in Samples 1 to 4 is taken as 100.
  • samples 1 and 2 have an average crystallite diameter of 700 mm or less, more specifically 500 mm or less, while samples 3 and 4 have an average crystallite diameter of more than 700 mm and more details.
  • Table 4 shows the ratio of the intensity integral value of the region where the orientation angle ( ⁇ ) is 67.5 ° or more with respect to the intensity integral value of the entire region when the orientation angle ( ⁇ ) is 15 ° to 90 ° ((orientation angle ( ⁇ ) is the integrated intensity value of the region where 67.5 ° or more) / (intensity integrated value of the entire region when the orientation angle ( ⁇ ) is 15 ° to 90 °)).
  • ((intensity integrated value of region where orientation angle ( ⁇ ) is 67.5 ° or more) / (intensity integrated value of entire region when orientation angle ( ⁇ ) is 15 ° to 90 °)) is obtained by X-ray diffraction. This corresponds to the proportion of the observed (111) crystal plane with an orientation angle of 67.5 ° or more.
  • Samples 3 and 4 had an absolute value of ⁇ of 4 cm ⁇ 1 or more and FWHM of 7 cm ⁇ 1 or more.
  • samples 1 and 2 were 7 cm ⁇ 1 or more in the same way as samples 3 and 4 in terms of FWHM, but the absolute value of ⁇ was less than 4 cm ⁇ 1 .
  • a single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 was produced under the following conditions using Samples 1 to 4 as a feed substrate. And the thickness of the silicon carbide epitaxial growth film
  • membrane 20 was measured by observing the cross section of the silicon carbide epitaxial growth film
  • Results are shown in FIG. 14 and FIG. 14 and 15, the vertical axis represents the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20, and the horizontal axis represents the reciprocal (1 / L) of the thickness (L) of the silicon melt layer 13.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11 c constituting the surface layer of the feed substrate 11 has a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C—SiC as a crystal polymorph by X-ray diffraction.
  • the polycrystalline silicon carbide film 11c constituting the surface layer of the feed substrate 11 has a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction. Only the peak is observed, and in addition to the first order peak corresponding to the (111) crystal plane, a first order diffraction peak having an intensity of 10% or more of the intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed.
  • the growth rate of the single crystal silicon carbide epitaxial growth film 20 was low. From this, it can be seen from Samples 3 and 4 that elution into the silicon melt layer 13 hardly occurs.
  • Seed substrate silicon carbide substrate with a crystal polymorph of 4H Atmospheric pressure: 10 ⁇ 6 to 10 ⁇ 4 Pa Atmospheric temperature: 1900 ° C
  • Example 2 Using the sample 1 prepared as the feed substrate 11 and the sample 3 prepared as the seed substrate 12, a liquid crystal epitaxial growth experiment of single crystal silicon carbide was performed under the same conditions as the growth rate evaluation experiment. Thereafter, a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the sample 3 as the seed substrate 12 was taken. An SEM photograph of the surface of Sample 3 is shown in FIG. From the photograph shown in FIG. 16, the feed substrate 11 has a diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane as a diffraction peak corresponding to the polycrystal 3C-SiC by X-ray diffraction of the surface layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • Samples 1 and 2 in which diffraction peaks other than the diffraction peak corresponding to the crystal plane are observed are used as the seed substrate 12 and the crystal polymorphism corresponds to polycrystalline 3C-SiC by X-ray diffraction of the surface layer.
  • a first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed, and another first order diffraction having a diffraction intensity of 10% or more of the diffraction intensity of the first order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane. It can be seen that a hexagonal single crystal silicon carbide epitaxially grown film can be obtained by using Sample 3 whose peak is not observed.
  • sample 2 in which another first-order diffraction peak having a diffraction intensity of 10% or more of the diffraction intensity of the first-order diffraction peak corresponding to the (111) crystal plane is observed is used as a seed substrate It can be seen that the epitaxial growth hardly progresses and a single crystal silicon carbide epitaxial growth film which is a hexagonal crystal cannot be suitably obtained.

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Abstract

　単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長に要するコストを低減する。　フィード材１１は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層のＸ線回折により、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークとが観察されるものである。シード材１２は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層のＸ線回折により、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが観察され、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されないものである。

Description

単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット及び単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法
　本発明は、単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット及びそれを用いた単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法に関する。
　炭化ケイ素（ＳｉＣ）は、ケイ素（Ｓｉ）やガリウムヒ素（ＧａＡｓ）等の従来の半導体材料では実現できない高温耐性、高耐電圧性、耐高周波性及び高耐環境性を実現することが可能であると考えられている。このため、炭化ケイ素は、次世代のパワーデバイス用の半導体材料や高周波デバイス用半導体材料として期待されている。
　従来、単結晶炭化ケイ素を成長させる方法として、例えば、下記の特許文献１などにおいて、昇華再結晶法（改良レーリー法）が提案されている。この改良レーリー法では、坩堝内の低温側領域に単結晶炭化ケイ素からなるシード材を配置し、高温側領域に原料となるＳｉを含む原料粉末を配置する。そして、坩堝内を不活性雰囲気とした上で、１４５０℃～２４００℃の高温に加熱することにより、高温側領域に配置されている原料粉末を昇華させる。その結果、低温側領域に配置されているシード材の表面上に炭化ケイ素をエピタキシャル成長させることができる。
　しかしながら、改良レーリー法は、気相中で温度勾配を設けることにより炭化ケイ素結晶を成長させる方法である。このため、改良レーリー法を用いた場合、炭化ケイ素のエピタキシャル成長に大型の装置を要し、かつ、炭化ケイ素エピタキシャル成長のプロセス制御が困難となる。よって、炭化ケイ素エピタキシャル成長膜の製造コストが高くなるという問題がある。また、気相中における炭化ケイ素エピタキシャル成長は、非平衡である。このため、形成される炭化ケイ素エピタキシャル成長膜に結晶欠陥が生じやすく、また、結晶構造に荒れが生じやすいという問題がある。
　改良レーリー法以外の炭化ケイ素のエピタキシャル成長法としては、例えば特許文献２などで提案されている、液相において炭化ケイ素をエピタキシャル成長させる方法である準安定溶媒エピタキシー（Ｍｅｔａｓｔａｂｌｅ　Ｓｏｌｖｅｎｔ　Ｅｐｉｔａｘｙ：ＭＳＥ）法が挙げられる。
　ＭＳＥ法では、単結晶炭化ケイ素や多結晶炭化ケイ素などの結晶性炭化ケイ素からなるシード材と、炭化ケイ素からなるフィード材とを、例えば１００μｍ以下といった小さな間隔をおいて対向させ、その間にＳｉの溶融層を介在させる。そして、真空高温環境で加熱処理することにより、シード材の表面上に炭化ケイ素をエピタキシャル成長させる。
　このＭＳＥ法では、シード材の化学ポテンシャルと、フィード材の化学ポテンシャルとの差に起因して、Ｓｉ溶融層に溶解する炭素の濃度勾配が生じることにより炭化ケイ素エピタキシャル成長膜が形成されるものと考えられている。このため、改良レーリー法を用いる場合とは異なり、シード材とフィード材との間に温度差を設ける必要が必ずしもない。従って、ＭＳＥ法を用いた場合、簡素な装置で、炭化ケイ素のエピタキシャル成長プロセスを容易に制御できるばかりか、高品位な炭化ケイ素エピタキシャル成長膜を安定して形成することができる。
　また、大きな面積を有するシード基板の上にも炭化ケイ素エピタキシャル成長膜を形成できるという利点、Ｓｉ溶融層が極めて薄いため、フィード材からの炭素が拡散しやすく、炭化ケイ素のエピタキシャル成長プロセスの低温化を図れるという利点もある。
　従って、ＭＳＥ法は、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長法として極めて有用な方法であると考えられており、ＭＳＥ法に関する研究が盛んに行われている。
特開２００５－９７０４０号公報 特開２００８－２３０９４６号公報
　上述のように、ＭＳＥ法においては、フィード材の自由エネルギーがシード材の自由エネルギーよりも高くなるように、フィード材及びシード材を選択する必要があるものと考えられている。このため、例えば上記特許文献２には、フィード基板とシード基板との結晶多形を異ならしめることにより、フィード基板とシード基板とで自由エネルギーを異ならしめることが記載されている。具体的には、フィード基板を多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板により構成した場合は、３Ｃ－ＳｉＣ基板よりも低い自由エネルギーを有する単結晶４Ｈ－ＳｉＣ基板などによりシード基板を構成することが記載されている。
　ここで、多結晶３Ｃ－ＳｉＣ基板は、ＣＶＤ法により容易に作製できる。このため、特許文献２に記載のように、３Ｃ－ＳｉＣ基板をフィード基板として用いることにより、炭化ケイ素エピタキシャル成長膜の形成コストを低く抑えることができる。
　しかしながら、４Ｈ－ＳｉＣ基板や３Ｃ－ＳｉＣ基板などの炭化ケイ素基板のなかで、３Ｃ－ＳｉＣ基板が最も高い自由エネルギーを有する。このため、自由エネルギーが低いことが要求されるシード基板として３Ｃ－ＳｉＣ基板を用いることはできないと考えられていた。従って、特許文献２では、製造が困難で高コストな単結晶４Ｈ－ＳｉＣ基板がシード基板として用いられており、炭化ケイ素エピタキシャル成長層の形成コストが高くなっているという問題がある。
　本発明は、係る点に鑑みてなされたものであり、その目的は、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長に要するコストを低減することにある。
　本発明者は、鋭意研究の結果、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素材の中にも、ケイ素溶融層への溶出が生じやすいものと溶出が生じにくいものとがあり、ケイ素溶融層への溶出が生じにくいものをシード材として用い、ケイ素溶融層への溶出が生じやすいものをフィード材として用いることにより、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長を好適に行えることを見出した。その結果、本発明者は、本発明を成すに至った。
　すなわち、本発明に係る単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニットは、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法に用いられるシード材とフィード材とのユニットである。フィード材は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有する。フィード材は、表層のＸ線回折により、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークとが観察されるものである。シード材は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有する。シード材は、表層のＸ線回折により、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが観察され、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されないものである。このため、本発明に係る単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニットのシード材は、ケイ素溶融層への溶出が相対的に生じにくいものである一方、フィード材は、ケイ素溶融層への溶出が相対的に生じやすいものである。よって、本発明に係る単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニットを用いることによって、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長を好適に行うことができる。また、本発明においては、シード材とフィード材との両方が、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有するものであるため、シード材とフィード材とのそれぞれをＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法によって容易かつ安価に作製することができる。従って、本発明によれば、例えば、シード材を４Ｈ－ＳｉＣや６Ｈ－ＳｉＣ、単結晶炭化ケイ素からなる表層を有するものとした場合と比較して、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜の形成コストを低減することができる。
　なお、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されない場合にケイ素溶融層への溶出が生じにくくなるのは、他の結晶面よりもケイ素溶融層に溶出しにくい（１１１）結晶面の露出度が多くなるためであると考えられる。一方、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークが観察された場合にケイ素溶融層への溶出が生じやすくなるのは、（１１１）結晶面よりもケイ素溶融層に溶出しやすい（１１１）結晶面以外の結晶面の露出度が多くなるためであると考えられる。
　また、本発明によれば、優れた特性を有する六方晶の単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜を形成することが可能となる。これは、（１１１）結晶面が六方晶の（０００１）結晶面と等価であるため、スタッキングエラーが容易に生じる。この結果、（１１１）結晶面が多く露出しているシード材を用いることにより、六方晶の単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長が好適に進行すると考えられる。
　なお、本発明において、「液相エピタキシャル成長方法」とは、シード材とフィード材とをケイ素溶融層を介して対向させた状態で加熱することによりケイ素溶融層中に溶融する黒鉛の濃度勾配を形成し、その濃度勾配により、シード材の上に単結晶炭化ケイ素をエピタキシャル成長させる方法をいう。
　本発明において、「Ｘ線回折」とは、８．０４８ｋｅＶであるＸ線（ＣｕＫα線）を用いた回折をいう。
　本発明において、「フィード材」とは、例えば、Ｓｉ、Ｃ、ＳｉＣなどの単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長の材料となるものを供給する部材をいう。一方、「シード材」とは、表面上に単結晶炭化ケイ素が成長していく部材をいう。
　本発明において、「回折ピークが観察される」とは、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークのピーク強度の３％以上のピーク強度を有する回折ピークが観察されることをいう。
　本発明において、「（１１１）結晶面に対応した回折ピーク」には、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークと高次回折ピークとが含まれる。
　フィード材の表層のＸ線回折において、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークは、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークのなかで最も大きな回折強度を有する主回折ピークであることが好ましい。
　フィード材の表層のＸ線回折において観察される、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークには、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のうちの少なくとも一つに対応した回折ピークが含まれることが好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をより効果的に高めることができる。これは、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面は、（１１１）結晶面に対してケイ素溶融層への溶出が生じやすいためであると考えられる。単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高める観点からは、フィード材の表層のＸ線回折において観察される、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークには、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のそれぞれに対応した回折ピークが含まれることがより好ましい。
　フィード材の表層のＸ線回折において、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピーク以外の１次回折ピークの強度の総和が、すべての１次回折ピークの強度の総和の１０％以上であることが好ましく、２０％以上であることがより好ましい。この構成によれば、（１１１）結晶面よりも反応性が高い（１１１）結晶面以外の結晶面の割合をより多くすることができる。従って、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をより効果的に高めることができる。
　フィード材及びシード材のそれぞれは、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有し、当該表層のＸ線回折により、（１１１）結晶面、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークが観察されるものであり、フィード材の少なくとも一つの１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、シード材の少なくとも一つの１次回折ピークから算出される平均結晶子径よりも小さいことが好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、フィード材よりもシード材の方が、表層においてケイ素溶融層に溶出しやすい粒界が占める割合が小さくなるため、シード材とフィード材との間のケイ素溶融層への溶出しやすさの差をより大きくできるためであると考えられる。
　フィード材の表層のＸ線回折において観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、７００Å以下であることがより好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、フィード材の表層において多結晶炭化ケイ素結晶の高い反応性を有する粒界が占める割合が多くなり、フィード材の表層からのケイ素溶融層への溶出がより生じやすくなるためであると考えられる。
　さらには、フィード材の表層のＸ線回折により、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークと、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークとが観察され、（Ｉ１／Ｉ０）－１・Ｄ２が１０８以下であるものであることが好ましい。
　但し、
　Ｉ０：（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度と、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークの合計強度との和、
　Ｉ１：（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークの合計強度、
　Ｄ：（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径、
である。
　この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、フィード材の表層において、反応性が比較的高い（２００）結晶面、（２２０）結晶面、（３１１）結晶面の割合が多くなり、かつ、平均結晶子径が小さくなるためであると考えられる。
　一方、シード材に関しては、表層のＸ線回折において観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、７００Åより大きいことがより好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、シード材の表層において多結晶炭化ケイ素結晶の高い反応性を有する粒界が占める割合が少なくなり、シード材の表層からのケイ素溶融層への溶出がより生じにくくなるためであると考えられる。
　なお、本発明において、「結晶子径」は、下記の式（１）に示すＨａｌｌの式に基づいて算出された結晶子径をいう。
　β・（ｃｏｓθ）／λ＝２η・（ｓｉｎθ）／λ＋１／ε　………　（１）
　但し、
　β：半値幅、
　θ：回折線のブラック角、
　λ：測定に用いたＸ線の波長、
　η：結晶の不均一歪みの値、
　ε：結晶子径の平均の大きさ、
である。
　表層のＸ線回折により観察される（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が、シード材よりもフィード材の方が小さいことが好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、（１１１）結晶面を露出させている結晶の（１１１）結晶面よりも安定性が低い面の露出度を、シード材と比べて、フィード材の方が高くなるため、シード材とフィード材との間のケイ素溶融層への溶出しやすさの差をより大きくできるためであると考えられる。
　単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高める観点からは、フィード材の表層のＸ線回折により観察される（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が８０％未満であることがより好ましい。また、シード材の表層のＸ線回折により観察される（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が８０％以上であることがより好ましい。
　また、フィード材及びシード材のそれぞれにおいて、表層の、励起波長を５３２ｎｍとするラマン分光解析によって、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に由来のＬ０ピークが観察され、Ｌ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値は、フィード材の方がシード材よりも小さいことが好ましい。この場合、シード材からケイ素溶融層への溶出がより生じ難くなる一方、フィード材からのケイ素溶融層への溶出がより生じやすくなる。その結果、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜をより速い成長速度で好適に形成することができる。
　なお、Ｌ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が大きい場合にケイ素溶融層への溶出が生じにくくなるのは、表層における内部応力が大きくなり、表層の緻密性が高くなるためであると考えられる。一方、シフト量の絶対値が小さい場合にケイ素溶融層への溶出が生じやすくなるのは、表層における内部応力が小さくなり、表層の緻密性が低くなるためであると考えられる。また、シード材の表層の緻密性が向上することにより、シード材の表面に露出している結晶面の多くが、六方晶の（０００１）結晶面に似た形状となることも寄与しているものと考えられる。
　なお、本発明において、「多結晶炭化ケイ素に由来のＬ０ピーク」とは、炭化ケイ素結晶中のＳｉ－Ｃの２原子間で振動する光学モードのうち縦光学（ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ　ｏｐｔｉｃａｌ）モードに由来するピークであり、通常３Ｃ多形の場合、９７２ｃｍ－１に現れるピークである。
　単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長速度をより高める観点からは、フィード材におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が４ｃｍ－１未満であることが好ましい。シード材におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が４ｃｍ－１以上であることが好ましい。
　また、フィード材におけるＬ０ピークの半値幅が７ｃｍ－１以上であることが好ましい。シード材におけるＬ０ピークの半値幅が１５ｃｍ－１以下であることが好ましい。
　なお、フィード材におけるＬ０ピークの半値幅が７ｃｍ－１以上である場合に、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長速度をより高めることができるのは、Ｌ０ピークの半値幅が大きいほど、表層における多結晶炭化ケイ素の結晶性が低かったり、不純物濃度が高かったりするため、表層からの溶出がさらに生じやすくなるためであると考えられる。一方、シード材におけるＬ０ピークの半値幅が１５ｃｍ－１以下である場合に、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長速度をより高めることができるのは、Ｌ０ピークの半値幅が小さいほど、表層における多結晶炭化ケイ素の結晶性が高かったり、不純物濃度が低かったりするため、表層からの溶出がさらに生じにくくなるためであると考えられる。
　フィード材とシード材との少なくとも一方において、表層は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を主成分として含むことが好ましく、実質的に、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素からなることが好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。
　なお、本発明において、「主成分」とは、５０質量％以上含まれる成分のことをいう。
　本発明において、「実質的に、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素からなる」とは、不純物以外に、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素以外の成分を含まないことを意味する。通常、「実質的に、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素からなる」場合に含まれる不純物は、５質量％以下である。
　フィード材とシード材との少なくとも一方は、支持材と、支持材の上に形成されており、表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜とを備えていてもよい。その場合において、多結晶炭化ケイ素膜の厚みは、３０μｍ～８００μｍの範囲内にあることが好ましい。
　また、フィード材とシード材との少なくとも一方は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む多結晶炭化ケイ素材により構成されていてもよい。
　本発明に係る単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法は、上記本発明に係る単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニットを用いた単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法である。本発明に係る単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法では、シード材の表層と、フィード材の表層とをケイ素溶融層を介して対向させた状態で加熱することによりシード材の表層上に単結晶炭化ケイ素をエピタキシャル成長させる。
　この方法によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜を安価に形成することができる。また、シード材とフィード材との間に温度差を設ける必要が必ずしもない。従って、簡素な装置で、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長プロセスを容易に制御できるばかりか、高品位な単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜を安定して形成することができる。
　本発明によれば、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長に要するコストを低減することができる。
図１は、本発明の一実施形態における単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長方法を説明するための模式図である。 図２は、本発明の一実施形態におけるフィード基板の略図的断面図である。 図３は、本発明の一実施形態におけるシード基板の略図的断面図である。 図４は、変形例におけるフィード基板の略図的断面図である。 図５は、変形例におけるシード基板の略図的断面図である。 図６は、サンプル１～４のＸ線回折チャートである。 図７は、（１１１）結晶面の配向性の測定方法を説明するための模式図である。 図８は、サンプル１における（１１１）結晶面の配向性を示すグラフである。 図９は、サンプル２における（１１１）結晶面の配向性を示すグラフである。 図１０は、サンプル３における（１１１）結晶面の配向性を示すグラフである。 図１１は、サンプル４における（１１１）結晶面の配向性を示すグラフである。 図１２は、サンプル１～４の表層のラマン分光解析結果を表すグラフである。 図１３は、サンプル１～４におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量（Δω）と、Ｌ０ピークの半値幅（ＦＷＨＭ）とを表すグラフである。 図１４は、サンプル１，２及び４における単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜の成長速度を示すグラフである。 図１５は、サンプル３，４における単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜の成長速度を示すグラフである。 図１６は、実施例における液相エピタキシャル成長実験実施後のシード基板（サンプル３）のＳＥＭ写真である。 図１７は、比較例における液相エピタキシャル成長実験実施後のシード基板（サンプル２）のＳＥＭ写真である。
　以下、本発明を実施した好ましい形態の一例について説明する。但し、以下の実施形態は単なる例示である。本発明は、以下の実施形態に何ら限定されない。
　図１は、本実施形態における単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長方法を説明するための模式図である。
　本実施形態では、ＭＳＥ法を用いて単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜を形成する例について説明する。
　本実施形態では、図１に示すように、容器１０内において、シード材としてのシード基板１２と、フィード材としてのフィード基板１１とを有する単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット１４を、シード基板１２の主面１２ａとフィード基板１１の主面１１ａとがシリコンプレートを介して対向するように配置する。その状態でシード基板１２及びフィード基板１１を加熱し、シリコンプレートを溶融する。そうすることにより、シード基板１２とフィード基板１１とがケイ素溶融層１３を介して対向した状態となる。この状態を維持することにより、シード基板１２側からケイ素、炭素、炭化ケイ素などの原料がケイ素溶融層１３に溶出する。これにより、ケイ素溶融層１３に濃度勾配が形成される。その結果、シード基板１２の主面１２ａ上に単結晶炭化ケイ素がエピタキシャル成長し、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０が形成される。なお、ケイ素溶融層１３の厚みは、極めて薄く、例えば、１０μｍ～１００μｍ程度とすることができる。
　図２にフィード基板１１の略図的断面図を示す。図３にシード基板１２の略図的断面図を示す。フィード基板１１及びシード基板１２のそれぞれは、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有する。具体的には、図２及び図３に示すように、本実施形態では、フィード基板１１とシード基板１２とのそれぞれは、黒鉛からなる支持材１１ｂ、１２ｂと、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃとを有する。黒鉛からなる支持材１１ｂ、１２ｂは、炭化ケイ素のエピタキシャル成長プロセスに十分に耐えることのできる高い耐熱性を有している。また、黒鉛からなる支持材１１ｂ、１２ｂは、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０と似通った熱膨張率を有する。従って、黒鉛からなる支持材１１ｂ、１２ｂを用いることにより、炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０を好適に形成することができる。
　なお、黒鉛の具体例としては、例えば、天然黒鉛、人造黒鉛、石油コークス、石炭コークス、ピッチコークス、カーボンブラック、メソカーボン等が挙げられる。黒鉛からなる支持材１２ｂの製造方法は、例えば、特開２００５－１３２７１１号公報に記載の製造方法などが挙げられる。
　多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃは、支持材１１ｂ、１２ｂの主面及び側面を覆うように形成されている。多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃは、多結晶炭化ケイ素を含む。この多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃによって、フィード基板１１またはシード基板１２の表層が形成されている。なお、本実施形態における多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃは、多結晶３Ｃ－ＳｉＣを主成分として含むことが好ましく、実質的に多結晶３Ｃ－ＳｉＣからなることが好ましい。すなわち、本実施形態において、フィード基板１１及びシード基板１２のそれぞれの表層は、多結晶３Ｃ－ＳｉＣを主成分として含むことが好ましく、実質的に多結晶３Ｃ－ＳｉＣからなることが好ましい。そうすることにより単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度を高めることができる。
　多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃの厚みｔ１１，ｔ１２のそれぞれは、３０μｍ～８００μｍの範囲内にあることが好ましく、４０μｍ～６００μｍの範囲内にあることがより好ましく、１００μｍ～３００μｍの範囲内にあることがさらに好ましい。多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃの厚みｔ１１，ｔ１２が薄すぎると、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の形成時に、黒鉛からなる支持材１２ｂが露出し、支持材１１ｂ、１２ｂからの溶出に起因して好適な単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０が得られなくなる場合がある。一方、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃの厚みｔ１１，ｔ１２が厚すぎると、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃにクラックが生じやすくなる場合がある。
　多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃの形成方法は特に限定されない。多結晶炭化ケイ素膜１２ｃは、例えばＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法や、スパッタリング法などにより形成することができる。特に、本実施形態では、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃが多結晶３Ｃ－ＳｉＣを含むものであるため、ＣＶＤ法により緻密な多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃを容易かつ安価に形成することができる。
　フィード基板１１の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと共に、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークが観察されるものである。多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと共に、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度の１０％より大きな強度を有する（１１１）結晶面以外の結晶面に対応した１次回折ピークが観察されるものであることが好ましい。
　結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとしては、以下の表１にも示すように、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク、（２００）結晶面に対応した回折ピーク、（２２０）結晶面に対応した回折ピーク、（３１１）結晶面に対応した回折ピークに対応した回折ピークが挙げられる。このため、具体的には、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと共に、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のうちの少なくとも一つに対応した回折ピークが観察されるものである。
　一方、シード基板１２の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１２ｃは、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが観察され、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されないものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　このため、シード材１２は、ケイ素溶融層１３への溶出が相対的に生じにくいものである一方、フィード材１１は、ケイ素溶融層１３への溶出が相対的に生じやすいものである。よって、本実施形態の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット１４を用いることによって、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長膜２０を好適に形成することができる。また、シード材１２とフィード材１１との両方が、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有するものである。このため、シード材１２とフィード材１１とのそれぞれをＣＶＤ法によって容易かつ安価に作製することができる。従って、シード材を４Ｈ－ＳｉＣや６Ｈ－ＳｉＣ、単結晶炭化ケイ素からなる表層を有するものとした場合と比較して、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜２０の形成コストを低減することができる。
　なお、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されない場合にケイ素溶融層１３への溶出が生じにくくなるのは、他の結晶面よりもケイ素溶融層に溶出しにくい（１１１）結晶面の露出度が多くなるためであると考えられる。一方、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークが観察された場合にケイ素溶融層１３への溶出が生じやすくなるのは、（１１１）結晶面よりもケイ素溶融層に溶出しやすい（１１１）結晶面以外の結晶面の露出度が多くなるためであると考えられる。
　また、本実施形態の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット１４を用いることによって、優れた特性を有する六方晶の単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜２０を形成することが可能となる。これは、（１１１）結晶面が六方晶の（０００１）結晶面と等価であるため、（１１１）結晶面が多く露出しているシード材１２を用いることにより、六方晶の単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長が好適に進行するためであると考えられる。
　なお、六方晶の単結晶炭化ケイ素の代表例としては、結晶多形が４Ｈまたは６Ｈである単結晶炭化ケイ素が挙げられる。これらの結晶多形が４Ｈまたは６Ｈである単結晶炭化ケイ素（４Ｈ－ＳｉＣ、６Ｈ－ＳｉＣ）は、他の結晶多形の炭化ケイ素と比較して、バンドギャップが広く、優れた耐熱性を有する半導体デバイスの実現が可能となるという利点を有する。
　また、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして観察される複数の１次回折ピークのうち、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが、最も大きな回折強度を有する主回折ピークであることが好ましい。
　多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと共に、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のうちの少なくとも一つに対応した回折ピークが観察されるものであることが好ましく、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のそれぞれに対応した回折ピークが観察されるものであることがより好ましい。この場合、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度をより高めることができる。これは、（１１１）結晶面以外の結晶面の中でも、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面は、特に高い反応性を有するため、ケイ素溶融層１３への溶出がより生じやすくなるためであると考えられる。
　また、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピーク以外の１次回折ピークの強度の総和が、すべての１次回折ピークの強度の総和の１０％以上であることがより好ましく、２０％以上であることがさらに好ましい。この場合、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度をさらに高めることができる。
　（多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃにおける多結晶炭化ケイ素の平均結晶子径）
　多結晶炭化ケイ素膜１１ｃのＸ線回折により観察される１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃのＸ線回折により観察される１次回折ピークから算出される平均結晶子径よりも小さいことが好ましい。この構成によれば、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃよりも多結晶炭化ケイ素膜１２ｃの方が、ケイ素溶融層に溶出しやすい粒界が占める割合が小さくなるため、シード材１２とフィード材１１との間のケイ素溶融層１３への溶出しやすさの差をより大きくできるためであると考えられる。
　多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、７００Å以下であるものであることが好ましい。この場合、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度をさらに高めることができる。これは、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃにおいて多結晶炭化ケイ素結晶の高い反応性を有する粒界が占める割合が多くなり、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃからの溶出がより生じやすくなるためであると考えられる。
　さらには、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃは、Ｘ線回折により、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークと、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークとが観察され、（Ｉ１／Ｉ０）－１・Ｄ２が１０８以下であるものであることが好ましい。
　但し、
　Ｉ０：（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度と、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークの合計強度との和、
　Ｉ１：（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークの合計強度、
　Ｄ：（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークからＨａｌｌの式を用いて算出される平均結晶子径、
である。
　この場合、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃにおける、反応性が比較的高い（２００）結晶面、（２２０）結晶面、（３１１）結晶面の割合が多くなり、かつ、平均結晶子径が小さくなるためであると考えられる。
　一方、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃは、Ｘ線回折により観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、７００Åよりも大きいものであることが好ましい。この場合、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度をさらに高めることができる。これは、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃにおいて多結晶炭化ケイ素結晶の高い反応性を有する粒界が占める割合が少なくなり、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃのケイ素溶融層への溶出がより生じにくくなるためであると考えられる。
　（多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃにおける（１１１）結晶面の配向角度）
　Ｘ線回折により観察される（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃよりも多結晶炭化ケイ素膜１１ｃの方が小さいことが好ましい。この場合、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高めることができる。これは、（１１１）結晶面を露出させている結晶の（１１１）結晶面よりも安定性が低い面の露出度を、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃと比べて多結晶炭化ケイ素膜１１ｃの方が高くなるため、シード材１２とフィード材１１との間のケイ素溶融層１３への溶出しやすさの差をより大きくできるためであると考えられる。
　単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに効果的に高める観点からは、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃのＸ線回折により観察される（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が８０％未満であることがより好ましい。また、多結晶炭化ケイ素膜１２ｃのＸ線回折により観察される（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が８０％以上であることがより好ましい。
　また、本実施形態では、励起波長を５３２ｎｍとするラマン分光解析により観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に由来のＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が、フィード基板１１の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１１ｃの方が、シード基板１２の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１２ｃよりも小さくなるようにシード基板１２及びフィード基板１１が構成されている。このため、シード基板１２からケイ素溶融層１３への溶出がより生じ難くなる一方、フィード材１１からのケイ素溶融層１３への溶出がより生じやすくなる。その結果、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長膜をより速い成長速度で好適に形成することができる。
　また、Ｌ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が、フィード基板１１の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１１ｃの方が、シード基板１２の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１２ｃよりも小さくなるようにシード基板１２及びフィード基板１１が構成されている。このため、六方晶の単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長がより好適に進行する。これは、シード基板１２の表層の緻密性が高まり、表層の表面に露出している結晶面の多くが、六方晶の（０００１）結晶面に似た形状となるためであると考えられる。
　単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長速度をより高める観点からは、フィード基板１１におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が４ｃｍ－１未満であることが好ましい。この場合、フィード基板１１からのケイ素溶融層１３への溶出がより生じやすくなるため、液相エピタキシャル成長速度をより高めることができるものと考えられる。
　また、シード基板１２におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が４ｃｍ－１以上であることが好ましい。この場合、シード基板１２からのケイ素溶融層１３への溶出がより生じにくくなるため、液相エピタキシャル成長速度をより高めることができるものと考えられる。また、シード基板１２におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量は、４ｃｍ－１以上であることが好ましい。
　フィード基板１１においては、Ｌ０ピークの半値幅は、７ｃｍ－１以上であることが好ましい。この場合、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに向上できる。これは、Ｌ０ピークの半値幅が大きいほど、表層における多結晶炭化ケイ素の結晶性が低かったり、不純物濃度が高かったりするため、表層からの溶出がさらに生じやすくなるためであると考えられる。
　一方、シード基板１２においては、Ｌ０ピークの半値幅は、１５ｃｍ－１以下であることが好ましいこの場合、単結晶炭化ケイ素のエピタキシャル成長速度をさらに向上できる。これは、Ｌ０ピークの半値幅が小さいほど、シード基板１２の表層における多結晶炭化ケイ素の結晶性が高かったり、不純物濃度が低かったりするため、シード基板１２の表層からの溶出がさらに生じにくくなるためであると考えられる。
　従って、フィード基板１１におけるＬ０ピークの半値幅は、シード基板１２におけるＬ０ピークの半値幅よりも小さいことが好ましい。
　なお、上記実施形態では、フィード基板１１及びシード基板１２のそれぞれが支持材１１ｂ、１２ｂと、多結晶炭化ケイ素膜１１ｃ、１２ｃとによって構成されている例について説明した。但し、本発明は、この構成に限定されない。例えば、図４及び図５に示すように、フィード基板１１及びシード基板１２のそれぞれは、多結晶炭化ケイ素を含む多結晶ケイ素基板により構成されていてもよい。
　なお、炭化ケイ素基板は、例えば、黒鉛基材にＣＶＤ法により多結晶炭化ケイ素を被覆し、その後、黒鉛を機械的あるいは化学的に除去することにより作製することができる。また、炭化ケイ素基板は、黒鉛材とケイ酸ガスとを反応させて黒鉛材を炭化ケイ素に転化させることによっても作製することができる。また、炭化ケイ素基板は、炭化ケイ素粉末に焼結助剤を添加して１６００℃以上の高温で焼結させることによっても作製することができる。
　以下、具体例に基づいて、本発明についてさらに説明するが、本発明は、以下の具体例に何ら限定されない。
　（作製例１）
　かさ密度１．８５ｇ／ｃｍ３、灰分５ｐｐｍ以下である高純度等方性黒鉛材料からなる黒鉛材（１５ｍｍ×１５ｍｍ×２ｍｍ）を基材として用いた。この基材をＣＶＤ反応装置内に入れ、ＣＶＤ法により基材上に厚み３０μｍの多結晶炭化ケイ素被膜を形成し、サンプル１を作製した。なお、原料ガスとしては、四塩化ケイ素及びプロパンガスを用いた。成膜は、常圧、１２００℃で行った。成膜速度は、３０μｍ／ｈとした。
　（作製例２）
　反応温度を１４００℃とし、成膜速度を６０μｍ／ｈとしたこと以外は、上記作製例１と同様にして黒鉛材の表面上に５０μｍの多結晶炭化ケイ素被膜を形成し、サンプル２を作製した。
　（作製例３）
　反応温度を１２５０℃とし、成膜速度１０μｍ／ｈとし、四塩化ケイ素に代えてＣＨ３ＳｉＣｌ３を用いたこと以外は、上記作製例１と同様にして黒鉛材の表面上に５０μｍの多結晶炭化ケイ素被膜を形成し、サンプル３を作製した。
　（作製例４）
　四塩化ケイ素及びプロパンガスに代えてジクロロシラン（ＳｉＨ２Ｃｌ２）及びアセチレンを用い、反応温度を１３００℃とし、成膜速度１０μｍ／ｈとしたこと以外は、上記作製例１と同様にして黒鉛材の表面上に５０μｍの多結晶炭化ケイ素被膜を形成し、サンプル４を作製した。なお、サンプル４では、多結晶炭化ケイ素被膜の厚みは、約１ｍｍであった。
　（Ｘ線回折測定）
　上記作製のサンプル１～４の表層のＸ線回折を行った。なお、Ｘ線回折は、リガク社製アルティマ（Ｕｌｕｔｉｍａ）を用いて行った。測定結果を図６に示す。
　図６に示すように、サンプル１，２では、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク（２θ＝３５．６°）と共に、（１１１）結晶面以外の結晶面に対応した回折ピークが観察された。具体的には、サンプル１，２では、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク（２θ＝３５．６°）以外にも、（２００）結晶面に対応した回折ピーク（２θ＝４１．４°）、（２２０）結晶面に対応した回折ピーク（２θ＝６０．０°）、（３１１）結晶面に対応した回折ピーク（２θ＝７１．７°）が観察された。
　一方、サンプル３，４では、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピーク（２θ＝３５．６°）と、その高次回折ピークである（２２２）結晶面に対応した回折ピーク（２θ＝７５．５°）とが観察されたものの、それ以外には、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度の１０％以上の強度を有する１次回折ピークは観察されなかった。
　下記の表２に、サンプル１～４における、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度を１００としたときの各結晶面に対応した１次回折ピークの相対強度をまとめる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　（平均結晶子径の算出）
　上記Ｘ線回折測定の結果に基づいて、Ｈａｌｌの式を用いて、サンプル１～４のそれぞれの平均結晶子径を算出した。なお、算出には、（１１１）結晶面、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面に関する回折ピークのデータを用いた。結果を、下記の表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記表３に示す結果から、サンプル１，２では、平均結晶子径が７００Å以下、より詳細には、５００Å以下である一方、サンプル３，４では、平均結晶子径が７００Åより大きく、より詳細には、１０００Å以上であった。
　（（１１１）結晶面の配向性評価）
　次に、サンプル１～４について、図７に示すように、サンプルを回転させながら（１１１）面の回折ピークが現れる角度を測定した。結果を図８～図１１に示す。なお、図８～図１１に示すグラフにおいて、横軸は、図７に示す配向角度（α）である。縦軸は強度である。
　また、下記の表４に、配向角度（α）が１５°～９０°における全領域の強度積分値に対する配向角度（α）が６７．５°以上の領域の強度積分値の割合（（配向角度（α）が６７．５°以上の領域の強度積分値）／（配向角度（α）が１５°～９０°における全領域の強度積分値））を示す。なお、（（配向角度（α）が６７．５°以上の領域の強度積分値）／（配向角度（α）が１５°～９０°における全領域の強度積分値））は、Ｘ線回折により観察された（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合に相当する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図８及び図９並びに上記表４に示すように、サンプル１，２では、配向角度（α）が６７．５°未満の領域にも大きな強度分布が存在し、（１１１）結晶面のうち、配向角度（α）が６７．５°以上であるものの割合が８０％未満であった。それに対して、サンプル３，４では、図１０及び図１１並びに上記表４に示すように、配向角度（α）が６７．５°未満の領域には大きな強度分布が存在せず、配向角度（α）が６７．５°以上であるものの割合が８０％以上であった。
（ラマン分光解析）
　上記作製のサンプル１～４の表層のラマン分光解析を行った。なお、ラマン分光解析には、５３２ｎｍの励起波長を用いた。測定結果を図１２に示す。
　次に、図１２に示す測定結果から、サンプル１～４におけるＬ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量（Δω）と、Ｌ０ピークの半値幅（ＦＷＨＭ）とを求めた。結果を図１３に示す。
　図１３に示すように、サンプル３，４は、Δωの絶対値が４ｃｍ－１以上であり、ＦＷＨＭが７ｃｍ－１以上であった。一方、サンプル１，２は、ＦＷＨＭに関しては、サンプル３，４と同様に７ｃｍ－１以上であったが、Δωの絶対値は、４ｃｍ－１未満であった。
　（単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長膜の成長速度評価）
　上記実施形態において説明した液相エピタキシャル成長方法により、サンプル１～４をフィード基板として用い、下記の条件で単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０を作製した。そして、炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の断面を光学顕微鏡を用いて観察することにより、炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の厚みを測定した。測定された厚みを炭化ケイ素エピタキシャル成長を行った時間で除算することにより、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度を求めた。
　結果を図１４及び図１５に示す。なお、図１４及び図１５において、縦軸は、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度であり、横軸はケイ素溶融層１３の厚み（Ｌ）の逆数（１／Ｌ）である。
　図１４及び図１５に示す結果から、フィード基板１１の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１１ｃが、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと共に、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークが観察されるものであるサンプル１，２を用いた場合は、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度が高かった。一方、フィード基板１１の表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜１１ｃが、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークのみが観察され、（１１１）結晶面に対応した１次ピーク以外には、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度の１０％以上の強度を有する１次回折ピークが観察されなかったサンプル３，４を用いた場合は、単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度が低かった。このことから、サンプル３，４からは、ケイ素溶融層１３への溶出が生じにくいことが分かる。
　（単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜２０の成長速度の測定条件）
　シード基板：結晶多形が４Ｈである炭化ケイ素基板
　雰囲気の圧力：１０－６～１０－４Ｐａ
　雰囲気温度：１９００℃
　（実施例）
　上記作製のサンプル１をフィード基板１１として用い、上記作製のサンプル３をシード基板１２として用い、上記成長速度評価実験と同様の条件で単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長実験を行った。その後、シード基板１２としてのサンプル３の表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を撮影した。サンプル３の表面のＳＥＭ写真を図１６に示す。図１６に示す写真より、フィード基板１１として、表層のＸ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと共に、（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークが観察されるものであるサンプル１，２を用い、シード基板１２として、表層のＸ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した１次回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが観察され、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されないものであるサンプル３を用いることにより、六方晶である単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜を得ることができることが分かる。
　（比較例）
　上記作製のサンプル１をフィード基板として用い、上記作製のサンプル２をシード基板として用い、上記成長速度評価実験と同様の条件で単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長実験を行った。その後、シード基板としてのサンプル２の表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を撮影した。サンプル２の表面のＳＥＭ写真を図１７に示す。図１７に示す写真より、多結晶炭化ケイ素膜が、Ｘ線回折により、結晶多形が多結晶３Ｃ－ＳｉＣに対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが観察されると共に、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されるものであるサンプル２をシード基板として用いた場合は、ほとんどエピタキシャル成長が進行せず、かつ、六方晶である単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜が好適に得られないことが分かる。
　１０…容器
　１１…フィード基板
　１１ａ…主面
　１１ｂ…支持材
　１１ｃ…多結晶炭化ケイ素膜
　１２…シード基板
　１２ａ…主面
　１２ｂ…支持材
　１２ｃ…多結晶炭化ケイ素膜
　１３…ケイ素溶融層
　１４…単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット
　２０…単結晶炭化ケイ素エピタキシャル成長膜

Claims (23)

  1. 　単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法に用いられるシード材とフィード材とのユニットであって、
    　前記フィード材は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有し、当該表層のＸ線回折により、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した回折ピークと、前記（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークとが観察されるものであり、
    　前記シード材は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有し、当該表層のＸ線回折により、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した回折ピークとして、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークが観察され、前記（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの回折強度の１０％以上の回折強度を有する他の１次回折ピークが観察されないものである、単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  2. 　前記フィード材の表層のＸ線回折において、前記（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークは、前記結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークのなかで最も大きな回折強度を有する主回折ピークである、請求項１に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  3. 　前記フィード材の表層のＸ線回折において観察される、前記（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークには、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のうちの少なくとも一つに対応した回折ピークが含まれる、請求項１または２に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  4. 　前記フィード材の表層のＸ線回折において観察される、前記（１１１）結晶面に対応した回折ピーク以外の回折ピークには、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面のそれぞれに対応した回折ピークが含まれる、請求項３に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  5. 　前記フィード材の表層のＸ線回折において、前記（１１１）結晶面に対応した１次回折ピーク以外の１次回折ピークの強度の総和が、すべての１次回折ピークの強度の総和の１０％以上である、請求項１～４のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  6. 　前記フィード材及び前記シード材のそれぞれは、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む表層を有し、当該表層のＸ線回折により、（１１１）結晶面、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークが観察されるものであり、
    　前記フィード材の前記少なくとも一つの１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、前記シード材の前記少なくとも一つの１次回折ピークから算出される平均結晶子径よりも小さい、請求項１～５のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  7. 　前記フィード材の表層のＸ線回折において観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、７００Å以下である、請求項６に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  8. 　前記フィード材の表層のＸ線回折により、（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークと、（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークとが観察され、
    　前記（１１１）結晶面に対応した１次回折ピークの強度と、前記（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークの合計強度との和をＩ０とし、
    　前記（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークの合計強度をＩ１とし、
    　前記（２００）結晶面、（２２０）結晶面及び（３１１）結晶面の少なくとも一つに対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径をＤとしたときに、
    　（Ｉ１／Ｉ０）－１・Ｄ２が１０８以下である、請求項７に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  9. 　前記シード材の表層のＸ線回折において観察される、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に対応した１次回折ピークから算出される平均結晶子径が、７００Åより大きい、請求項６～８のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  10. 　前記表層のＸ線回折により観察される前記（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が、前記シード材よりも前記フィード材の方が小さい、請求項１～９のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  11. 　前記フィード材の表層のＸ線回折により観察される前記（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が８０％未満である、請求項１０に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  12. 　前記シード材の表層のＸ線回折により観察される前記（１１１）結晶面のうち、配向角度が６７．５°以上であるものの占める割合が８０％以上である、請求項１０または１１に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  13. 　前記フィード材及び前記シード材のそれぞれにおいて、表層の、励起波長を５３２ｎｍとするラマン分光解析によって、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素に由来のＬ０ピークが観察され、前記Ｌ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が、前記フィード材の方が前記シード材よりも小さい、請求項１～１２のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  14. 　前記フィード材における前記Ｌ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が４ｃｍ－１未満である、請求項１３に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  15. 　前記シード材における前記Ｌ０ピークの９７２ｃｍ－１からのシフト量の絶対値が４ｃｍ－１以上である、請求項１３または１４に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  16. 　前記フィード材における前記Ｌ０ピークの半値幅が７ｃｍ－１以上である、請求項１３～１５のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  17. 　前記シード材における前記Ｌ０ピークの半値幅が１５ｃｍ－１以下である、請求項１３～１６のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  18. 　前記フィード材と前記シード材との少なくとも一方において、前記表層は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を主成分として含む、請求項１～１７のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  19. 　前記フィード材と前記シード材との少なくとも一方において、前記表層は、実質的に、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素からなる、請求項１８に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  20. 　前記フィード材と前記シード材との少なくとも一方は、支持材と、前記支持材の上に形成されており、前記表層を構成している多結晶炭化ケイ素膜とを備える、請求項１～１９のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  21. 　前記多結晶炭化ケイ素膜の厚みは、３０μｍ～８００μｍの範囲内にある、請求項２０に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  22. 　前記フィード材と前記シード材との少なくとも一方は、結晶多形が３Ｃである多結晶炭化ケイ素を含む多結晶炭化ケイ素材により構成されている、請求項１～１９のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニット。
  23. 　請求項１～２２のいずれか一項に記載の単結晶炭化ケイ素液相エピタキシャル成長用ユニットを用いた単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法であって、
    　前記シード材の表層と、前記フィード材の表層とをケイ素溶融層を介して対向させた状態で加熱することにより前記シード材の表層上に単結晶炭化ケイ素をエピタキシャル成長させる、単結晶炭化ケイ素の液相エピタキシャル成長方法。
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