列。对于工业实际应用，每一个娃晶棒可进一步切割为约600个娃 晶片。
[0053] 在本公开的实施例中，根据晶棒或晶棒的高度，可辨识硅晶棒的三部分或是从硅 晶铸锭分离的硅晶棒。通常，晶棒的晶棒可被均等分为三部分。在一些实施例中，底部分的 范围从底部至高度为IOOmm ;中间部分的范围从高度IOOmm至高度200mm ;以及顶部分的范 围从高度200mm至顶部。根据上述不同部分，可分别定性不同的结晶性质，例如晶界的共格 性（coherency of grain boundary)、晶粒位向或是晶粒大小。
[0054] 控制晶体结构最简单的方式使用具有给定位向的晶种，近年来，普遍使用单晶晶 种用于生产所谓的类单晶或半单晶铸锭。不幸地，晶粒竞争与新晶粒形成可能会破坏结构， 并且会使铸锭品质变差。因此，相信使用较优势的成长位向用于方向性固化作用可增加结 构产量且降低缺陷密度。可基于双晶形成机制而讨论此问题，结论为{100}位向最难成长 类单晶铸锭。
[0055] 为了在mc-Si成长中得到较优势的晶体性质，方法之一是所谓的枝状结晶成形法 (dendrite casting method)，其控制初始过冷以诱发[110]/[112]枝状结晶以及Σ3晶 界。然而，在量产工艺中，由于来自石英坩锅的大量热抗性以及不完美的氮化物涂覆，因而 过冷控制并不容易。
[0056] 关于成长mc-Si，晶粒位向似乎为随机的，但可通过特定的符合位向（coincidence orientation)描述相对的晶粒位向。这表示从成核作用与晶体成长初始阶段所决定的更少 独立核所发展的晶粒结构。相信{111}由于介面能量较小因而为硅的较优势成长位向。在 薄膜方向性固化作用过程中，使用原位（in situ)监视系统研究mc-Si的熔化成长作用，发 现在不同的冷却条件下，发生位向晶粒的不同成长作用。
[0057] 在公知技艺中，由于相较于非共格相似物，Σ 3晶界更连贯且（包含非共格与非Σ 晶界）作为效率较低的重组中心，因而在mc-Si结构中，Σ3晶界比非共格或非Σ晶界更为 理想。或者说，相较于非共格晶界，Σ3晶界「电惰性」更强。使用公知方式成长mc-Si，为了 保留足够的量子效率或光伏的转换效率，Σ 3晶界的比例大于非共格相似物（non-coherent counterpart)的比例。然而，由于杂质的累积与差排的增加不仅发生在晶界区域也发生在 晶粒体，因而mc-Si光伏的量子效率仍受到限制。考量此状况，本公开提供mc-Si结构，其 非共格晶界的比例大于共格晶界的比例，并且相较于公知方法所制备的mc-Si结构，本公 开所提供的mc-Si结构具有较优势的转换效率。
[0058] 在本公开的一些实施例中，通过至少两种方法辨识晶界的共格性：（1)计算机编 程的EBSD，以及（2)光激发光（photoluminescence，PL)观察非共格/非Σ晶界。
[0059] 在一些实施例中，公开mc-Si的结构可为mc-Si铸锭、mc-Si晶棒或是mc-Si晶片。 mc-Si结构的非共格晶界（例如，非共格晶界与非Σ晶界的总和）的比例大于共格晶界的 比例。在一些实施例中，mc-Si晶棒的底部分的非共格晶界比例大于顶部分的非共格晶界 比例。在一些实施例中，mc-Si晶片的非Σ晶界比例为约60至约75百分比，以及Σ3晶 界的比例为约12至约25百分比。在一些实施例中，mc-Si晶片的非Σ晶界的比例与Σ3 晶界的比例实质相同。
[0060] 本文也公开得到mc-Si的方法。利用成核促进层，在mc-Si晶粒成长的初期促进 小尺寸晶粒的生成。如下所述，该成核促进层可由平均尺寸约小于IOmm的硅珠制成。在一 些实施例中，该硅珠可为球形。在一些实施例中，该硅珠可为单晶硅、多晶硅、碳化硅或其组 合。
[0061] 在本公开的一些实施例中，当制备mc-Si铸锭或晶棒时，动力控制的结果，在高冷 却速度，例如30K/min，较易形成{100}与{110}多晶硅晶粒；在30K/min，{100}的成长速 度为140.8cm/h。相对地，在低冷却速度，例如lK/min，主要为{111}晶粒，这是由于热动力 控制有利于具有最低界面能量的位向。通过使用相场模式（phase field modeling)，可得 到类似的发展。在三接合处进一步使用力平衡，以解释低成长速度的{111}晶粒优势。由 于形态的不稳定性，估计晶面（facet)形成的临界速度约为12cm/h。然而，{100}为主的成 长速度为未知。因此，在商业mc-Si生产中，正常速度约lcm/h的晶粒竞争，{111}晶粒应 占优势。再者，由于双晶形成（twin formation)，硅中的晶粒竞争远比该技艺中具有通常技 术者所能预期的更为复杂。
[0062] 参阅图1A，在一些实施例中，在设备100中，通过方向性固化作用，成长mc-Si铸锭 (最宽尺寸为70mm)。使用诱导线圈101加热进行方向性固化作用设定，其中坩锅102以石 墨毯103绝缘以较优势控制固化界面（solidification front)。球形娃珠104(例如，日 本的0.92mm的CV21)作为晶种层。在一些实施例中，在坩锅底部，成核促进层的高度为H。 在一些实施例中，高度H约为20mm。
[0063] 在本公开的一些实施例中，球形硅珠可作为mc-Si方向性固化作用的成核促进 层。然而，硅珠并不限于球形。特征尺寸等于或小于IOmm的任何形式的硅碎片在本公开的 范围之内。例如，粗糙的坩埚底部可作为成核促进层。在一些实施例中，可通过物理毯或化 学毯蚀刻形成粗糙的坩锅底部，因而随机配置凹面与凸面图案，其特征尺寸（例如，凸面顶 点与凹面底部的距离）小于或等于约l〇mm。在其他实施例中，通过图案化蚀刻可形成粗糙 的坩锅底部。例如，可形成距离小于或等于IOmm的线特征或点特征作为成核促进层。
[0064] 在以下的描述中，简要描述实验设定与程序，而后为结果、讨论与结论。在一些实 施例中，用于方向性固化作用mc-Si成长的晶种不限于球珠，如所讨论的内容。平均直径低 于50mm，较优势低于IOmm的任何珠适合后续的mc-Si成长。在一些实施例中，娃珠可由单 晶硅、多晶硅或其混合物制成。也可与硅珠分别使用或一起使用其他材料，例如碳化硅。在 使用单晶硅珠的例子中，虽然所有珠皆具有单一位向，例如{110}，然而每一个珠的极方向 并不需要垂直于mc-Si铸锭或晶棒的底部法线。图IB将进一步讨论单晶硅珠。
[0065] 参阅图1B，在单晶硅珠的一些实施例中，例如{110}硅珠，第一珠110的极方向Pl 与坩锅底部102B的法线N形成大于零度的角Θ1。同样地，随机选择的第二珠120(不同于 第一珠110)的极方向P2与坩锅底部102B的法线N形成大于零度的角Θ 2。角Θ 1与Θ 2 可为不同。换言之，即使珠110与120由位向{110}的单晶材料制成，由于单晶硅珠随机配 置的极方向，因而形成于其上的铸锭可为具有随机晶体位向的多晶。在其他实施例中，硅珠 可为多晶硅、碳化硅、除了硅之外的结晶材料或是其组合。
[0066] 在一些实施例中，在固化作用开始之前，将娃碎料恪化，在底部留下约5mm至10_ 的成核促进层。用于晶体成长的熔炉温度梯度约为lOK/cm。因此，估计20cm/h的坩锅速度 的冷却速度约为3. 33K/min。然而，在商业mc-Si生产中，熔炉的温度梯度约为lK/cm，以及 坩锅速度约为lcm/h。因此，在生产设定中，估计冷却速度约为0. 0167K/min。
[0067] 参阅图2A至图2C，由不同的坩锅拉伸速度成长三种铸锭。坩锅速度10mm/h的铸 锭标示为VI、坩锅速度50mm/h的铸锭标示为V5,以及坩锅速度200mm/h的铸锭标示为V20。 在晶体成长之后，将铸锭切割为晶片用于进一步分析。也将晶片化学蚀刻（HNO3 = HF = 6:1) 作为后续定性。使用SEM(Hitachi S3400)中安装的步骤尺寸为ΙΟμπι的电子背向散射绕 射（EBSD) (Horiba Nordlys F+)，进行晶粒位向与晶界映射。
[0068] 图2Α至图2C说明成长铸锭的纵切面的比较。如图所示，在所有情况下，从成核促 进层良好地向上成长柱状晶粒。除了接近坩锅壁之外，界面形状接近平坦。也可从晶粒成 长方向看见此情形。接近坩锅壁（未绘示），出现新晶粒并且向内成长，随着拉伸速度增加， 界面变得更下凹。同样地，可从收敛晶粒向接近图2Β与图2C的上部的中心看见此情形。 在晶体成长之后，未熔化的硅珠烧结在一起，然而，可从柱状晶粒的起始点判定初始固化界 面。
[0069] 柱状晶粒的宽度向上缓慢成长，然而需要从横切面晶粒分析晶粒尺寸，稍后将讨 论之。在一些实施例中，柱状晶粒的平均高度可约为3公分。然而，在商业生产设定中，由 于不同的铸锭成长条件，柱状晶粒的平均高度可为约25公分至约36公分。有趣的是发现 一些晶粒由于自所观察的切割平面的其倾斜成长位向而突然被其他晶粒终结。再者，一些 无定向（disoriented)颗粒的成长方向相当不同于该成长方向。这可由从{111}晶面的双 晶形成而解释，将稍后讨论之。然而，在晶粒竞争过程中，将于该无定向晶粒上方成长定向 晶粒。
[0070] 从柱状晶粒的起始点的铸锭或晶棒高度h = 0mm、7mm与14mm的位置的铸锭Vl的 水平切割及其EBSD结果分别如图3A至图3C所示。虽然接近晶片中心（直径的50%)的 区域，该区域的晶粒为垂直成长，该区域应为较优势的位向分