析区域，然而发现与较大的区 域映射（直径的80%)并无显著差别。为了有更多晶粒用于分析，本公开仍选择较大区域 作为位向比较。在每一图式中，分析虚线框中的晶粒。其位向映射如每一图式的底部所示； 图3A中的照片的右上角指示与位向对应的颜色。此外，反极图如右方所示，说明频率数及 其等高线。如图3A所示，由于使用均匀硅珠作为成核促进层，因而形成均匀且圆的晶粒。位 向也相当随机，虽然等高线显示一些差异，但蓝色的最小等高线（0.78)与红色的最大等高 线（1.22)的差别并不大。同样地，并未完全随着初始固化界面水平切割。然而，随着位置 增加至h = 7_，如图3B所示，晶粒尺寸增加。更重要地，接近{112}与{111}位向的百分 比实质增加。此趋势持续至铸锭顶部，该处主要为接近{112}位向，如图3C所示。
[0071] {112}晶粒占优势的原因可与以下因素有关：此位向仅次于{111}具有最低界面 能量，以及{111}与{112}之间的角度仅为19.471。使用培养层所成长的一些商业晶片也 具有更多{112}晶粒直到铸锭顶部。换言之，无论铸锭高度仍有类似的晶粒竞争；Vl在h =14mm的{112}百分比为约15%。再者，在小凹口中的晶粒结构发展中，{112}晶粒变成 优势，与初始{111}晶粒形成4mm的小成长距离。因此，在一些实施例中，{112}从随机晶 种的晶粒竞争的主要位向。
[0072] 铸锭V5与V20的晶粒结构的发展类似于铸锭VI。然而，在成长终止时，{111}变 得更为占优势。三种铸锭的主要晶粒位向的比例变化的比较如图4所示。如图所示，铸锭 Vl主要为{112}晶粒，而铸锭V5与V20主要为{111}晶粒。事实上，铸锭V5中的{212} 晶粒稍多于{111}晶粒，但其之间的最小位向差仅15. 81，这可由界面的偏斜而造成。同样 地，{111}晶粒的优势与先前的观察一致。铸锭Vl与铸锭V20中的{110}晶粒也多于其他 晶粒。由于{110}位向相当粗糙，因而在高过冷时，此位向中的成长速度可为高。然而，在 所有情况下，晶粒的分布是相当宽的，但接近终止时{110}晶粒仍保持很少。这将在稍后讨 论，{100}与{111}之间的角度是大的，约为54. 71，其对于双晶形成容易产生较高的过冷。
[0073] 也计算平均晶粒尺寸。为求简单，将虚线框的对角线距离除以通过距离的晶粒数 目而计算晶粒尺寸。对于所有速度，晶粒尺寸随着成长距离而增加；对于铸锭V1、V2与V3， 从底部的〇.92mm分别增加至高度19mm为约1.2、1.4与1.6mm。在一些实施例中，发现随着 坩锅拉伸速度，晶粒成长变得更为显著。
[0074] 进一步检测晶界的发展，铸锭Vl的结果如图5所示。在图式中插入在不同位置的 晶粒与双晶界的映射以作为比较；双晶界以紫色线指示。如图所示，一开始非Σ晶界的比 例相当高，约为60-70%，然而，缓慢降低至接近成长终止时为约45%。在一些实施例中，在 成长开始或是铸锭底部，非Σ晶界的比例为约70%，在后续20mm成长高度内，此比例降至 约 40%。
[0075] 参阅图5,一开始Σ3晶界的比例仅约20-25%，然而，其比例随着高度而增加。在 接近铸锭的顶部，比例为约40-45%。一开始非Σ晶界的比例约65-75%，然而，其比例随 着高度而降低。在接近铸锭的顶部，比例为约40-45%，类似于Σ3晶界的比例。在一些实 施例中，多晶硅（mc-Si)晶片的非Σ晶界的比例与Σ3晶界的比例实质相同。再者，在一 些实施例中，非Σ晶界的比例与Σ3晶界的比例的范围为从约40至约50。在一些实施例 中，可从铸锭或晶棒的顶部分分离前述mc-Si晶片。在一些实施例中，基于EBSD的计算机 软体，mc-Si晶片中的双晶界与Σ3晶界几乎相同。在一些实施例中，发现mc-Si晶片的较 优势晶粒位向包含{112}。
[0076] 显然，高比例的非Σ或非共格晶界由于来自硅珠的初始成核作用，其具有随机位 向。由于其形成过程，一些双晶已经存在于硅珠中。随着晶体成长持续，偏好的晶界具有较 高对称性与较低界面能量，例如共格Σ 3与双晶界。铸锭V5与V20具有与铸锭Vl非常类 似的晶界演化，如图5所示。然而，随着拉伸速度增加，共格Σ 3晶界增加较快，以及对于铸 锭V3(未绘示于图5)，在成长高度IOmm内，共格Σ 3晶界增加至超过40 %。同样地，这可 由于对于双晶成核作用，在晶界的凹槽中过冷增加而造成。
[0077] 然而，在其他实施例中，坩锅的规模与温度梯度倾向于符合工业化生产设定， mc-Si晶棒或铸锭底部分中的非共格晶界比例大于mc-Si晶棒或铸锭顶部分中的非共格晶 界比例。在一些实施例中，非共格晶界包含如前所述的非Σ晶界。再者，如图5所示，此处 的非共格晶界可包含Σ 5、Σ 9、Σ 27、其他Σ以及非Σ晶界。在另一方面，在mc-Si晶棒或 铸锭底部分中的共格晶界的比例低于mc-Si晶棒或铸锭顶部分中的共格晶界的比例。在一 些实施例中，共格晶界包含Σ3晶界。如图5所示，此处的共格晶界可包含Σ3与双晶界。
[0078] 以下说明是描述来自铸锭Vl的晶片的晶粒竞争与双晶界的发展。观察四个例子， 如图6A、图6B、图7A与图7B所示。图6A是说明第一例的以非共格晶界为界的晶粒，位向 映射如图式的右方所示。以较低界面能量过度成长具有较高界面能量的晶粒，也即{115}， 如EBSD映射的顺序6、7、8、9以及晶界（GB)映射所示。在第二例中，如图6B所示，具有较 低界面能量的新晶粒可自三接合处成核。{111}晶粒出现在三接合处，伴随着双晶界的形 成，如EBSD映射的顺序14、15、16、17以及晶界（GB)映射所示。图7A是说明第三例，从三 接合处的高界面能量晶粒{100}的成核作用。{221}晶粒过度成长，如EBSD映射的顺序7、 8、9、10、11以及晶界（GB)映射所示。图7B中的最后一例在双晶界之间的晶粒形成，其随 着双晶界的移动而出现与消失，如EBSD映射的顺序2、3、4、5、6、7以及晶界（GB)映射所示。 多重双晶的形成与使用X射线表面拓蹼的原位观察一致。
[0079] 显然，图6A与图6B中的两个例子造成在晶粒竞争过程中，低界面能量晶粒的优 势，例如{111}，并且形成双晶界。然而，在图7A与图7B的两个例子中，除了形成双晶界，也 可产生高界面能量晶粒，例如{100}。根据计算，可从{221}的双晶化产生{100}。再者，虽 然双晶化程序可产生高界面能量晶粒，但可持续双晶化程序。由于{100}晶粒具有较倾斜 的{111}晶面，54. 71，因而过冷可为更高且双晶形成可更为容易。因此，接近成长终止时， {100}晶粒的比例非常低。关于铸锭V5与V20,发现晶粒结构的发展机制类似于铸锭Vl的 结构发展机制，如图6A至图7B所示。同样地，双晶与非共格晶界的增加与晶面的双晶形成 机制一致。也可通过相同的机制解释晶粒位向的广泛分布。
[0080] 通过使用小硅珠作为具有随机位向的成核促进层，可发现在双向固化作用中的 mc-Si的较优势成长位向。发现在lcm/h的低i甘锅拉伸速度，在短距离内{112}/{111}快速 成为优势。随着拉伸速度增加，具有接近{111}位向的晶粒变成主要位向，但是分布仍为广 泛。另一方面，在所有例子中，{100}晶粒的比例是低的。由于随机成核促进层位向，非共 格晶界的初始比例是高的，约为70%。随着晶体成长持续，出现更多双晶界，且其成长速度 随着增加的拉伸速度而稍有增加。介面能量以及来自{111}晶面的双晶成核作用/成长可 解释这些发现。
[0081] 参阅图8与表1，根据此处所公开的方法制备两个铸锭（铸锭A与铸锭B)。表1 记录在不同高度所测量的晶粒尺寸，图8是说明分别从铸锭A与铸锭B分离的晶棒的测量 结果。说明在不同晶棒高度的晶粒尺寸分布。在铸锭A与铸锭B中，晶粒尺寸从晶棒的底 部分增加至晶棒的顶部分。关于铸锭A，晶棒高度245_的晶粒尺寸（15. 76_)比晶棒高度 95mm的晶粒尺寸（10. 26mm)大50%。关于铸锭A，晶棒高度207. 5mm的晶粒尺寸（16. 97mm) 比晶棒高度95mm的晶粒尺寸（11.61mm)大45% 〇
[0082] 参阅图94、1(^、1认、124与表1，说明在铸锭8的给定高度（图9六为95111111、图1(^ 为132. 5mm、图IlA为170mm、图12A为207. 5mm)的晶粒位向映射与晶界映射。表1记录从 铸锭B分离的晶棒的不同高度的晶粒位向比例（百分比）。根据图式右方的注解，以颜色 编码晶粒位向与晶界形式。参阅图9B、10B、11B、12B与表1，说明铸锭B的给定高度（图9B 为95mm、图IOB为132. 5mm、图IlB为170mm、图12B为207. 5mm)的缺陷位置映射与晶界映 射。表1记录从铸锭B分离的晶棒的不同高度的晶界形式比例（百分比）。根据图式右方 的注解，以颜色编码缺陷（以黑色绘示）与晶界形式。
[0083] 参阅图13,图13是根据图9A、10AU1A与12A说明量化总结图式。图13说明铸锭 B的不同高度的晶粒位向分布。在一些实施例中，铸锭B的不同高度的较优势位向系{112}。
[0084] 参阅图14,图14是根据图9B、10BU1B与12B说明量化总结图式。图14说明铸锭 B的不同高度的晶界形式分布。随着移动至铸锭的较高部分（也即较高的晶棒高度），高角 度晶界（例如，非Σ晶界）的比例（百分比）减少。在一些实施例中，在铸锭的底部分，非 Σ晶界的百分比为约65至约75。随着移动至铸锭的较高