多晶铸锭过程中的晶粒控制提高多晶硅片效率的方法

1、Journal  of  Crystal  Growth    ()  1357911Contents lists available at SciVerse ScienceDirectJournal of Crystal Growth晶体生长杂志journal homepage: Grain control in directional 

2、;solidication of photovoltaic silicon光伏硅材料定向凝固中的晶粒控制13151719Q1C.W.  Lan a,n,  W.C.  Lan b,  T.F.  Lee a,  A.  Yu b,  Y.M.  Yang b,  W.C.  Hsu b,&

3、#160; B.  Hsu b,  A.  Yang ca Department  of  Chemical  Engineering,  National  Taiwan  University,  Taipei  10617,  Taiwan,  ROCb Sino-American&

4、#160; Silicon  Productions  Inc.,  Hsin-chu,  Taiwan,  ROCc Solartech  Energy  Inc.,  Hsin-chu,  Taiwan,  ROCa  r  t  i  c  l  e&#

5、160;  i  n  f  oabstract摘要212325272931Keywords:关键词A1.  Directional  solidication定向凝固A3.  Grain  Growth晶粒生长B2.  Semiconducting  Materials半导体材料B2.  Semiconducting  silicon半导体硅B3.

6、0; Solar  cells太阳能电池光伏产业中，定向凝固已成为太阳能电池多晶硅生产的主要工艺。晶粒以及晶界的控制对晶体的质量以及太阳能电池的转换效率至关重要。本文，我们将通过从实验室规模到产业规模的不同级别的实验来回顾多晶硅定向凝固的晶粒控制工艺的进展。研究发现，控制生长界面能有效增加晶粒大小，但晶粒也会因生长过程中出现亚晶粒而减小尺寸。通过加强均匀或局部点冷降温来增加过冷度，以此更好地控制形核和晶粒竞争，就能获得有更多3或者孪晶界的晶粒。因为晶粒尺寸是随着高度递增的，位错的生长比没有的晶粒生长要慢很多。由晶粒控制工艺制造的硅片所构成的太阳能电池的转换效率也有

7、了很大幅度的改善。此外，本文还讨论了使用籽晶的生长工艺。© 2012 Published by Elsevier B.V.336735Corresponding  author.  Tel./fax:  þ886  2  2363  3917.3739414345474951535557596163651.   引言随着全球变暖和矿物能源短缺，光伏产业近年来发展极为迅速绝大多数

8、太阳能电池是由硅材料制成的。尤其，由于硅材料成本低，生产流通量高，定向凝固的多晶硅因此受到了关注。2010年，多晶硅的市场占有率接近50%，并且年产出超过10GW。硅是太阳能电池的吸收器，硅的质量对于转换效率显得非常关键。但是，在经氮化物喷涂的石英坩埚中采用定向凝固方法生成的多晶硅，目前存在很多缺陷，比如，晶界无规则、位错、夹杂、杂质。这些缺陷，尤其是位错，通常是光生电子和空穴的复合中心，它们必然对电池性能有不利影响。因此，多晶硅电池的转换效率，一般来说会远远低于单晶硅电池的转换效率。1研究发现，晶粒和晶界对硅片质量有深刻影响，同理，对多晶太阳能电池的转换效率也甚为重要。2-6更有趣的是，晶粒

9、取向、晶界和位错密度是紧密相关的，在硅片的性能方面它们都扮演着非常重要的角色。4-8nE-mail  address:  .tw  (C.W.  Lan).0022-0248/$ - see  front  matter  &  2012  Published  by  Elsevier  B.V.

10、0;在不同的方向情况下，晶界会造成不同的机械和电气特性2-3.9。例如，3晶界有较大的切削抗压力，有助于超薄切片9。此外，它拥有电气惰性（即使是被污染的样本）以至于它无法成为电子和空穴的复合中心10,11。另外，含有孪晶或者固定晶向的晶粒，根据腐蚀坑密度（EPD）显示出的位错密度也比较低。8现在普遍认为，对于质地洁净未受污染的硅片，少子寿命和电池转换效率都和位错密度，尤其是位错簇群密切相关。所以，为了得到高质量的多晶硅片、高转换效率的电池，晶粒控制就显得格外重要。在多晶硅DS生长技术发展早期，增大晶粒尺寸、减少晶界被认为是提高晶体质量和转换效率的最直接的方法12。从生长速率和生长界面形状，业界

11、一致认为通过降低冷却速度和晶粒竞争，严密控制最初的成核过程是非常关键的步骤13。有些观点是正确的，有些还不能定论。例如，一个平面的或略微凸面的生长界面，对减少来自坩埚内壁的寄生成核是很有利的，热应力同样如此12-14。然而，如果成核阶段的过冷度和生长速率太低，对于晶粒成长的作用也不一定都是正面的。最近的研究结果表明，高的初始冷却会诱导枝晶的生长，很有可能会产生高质量的大晶粒4,15。697173757779818385878991939597doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.007Please cite this article

12、0;as: C.W. Lan, et al., Journal of Crystal Growth (2012), doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.0072C.W.  Lan  et  al.  /  Journal  of  Crystal  Growth    ()

13、  1357911131517192123252729313335373941434547495153555759616365，我们也观察到，通过使用氩气气流加强冷却促使成核，也有类似的结果。16所以，在成核阶段，使用枝状铸造（dendrite  casting）以获得高比例的更加对称的晶界，例如CSL（一致晶格位置）晶界和孪晶，这一观念正逐渐被认可4,6,15,16。因为硅是一种各向异性很高的材料，它的生长习惯会受到过冷度的很大影响17,18。特别的，Nagashio 和 Kuribayashi 曾报告说，(110)或(1

14、12)上表面的树突是在相对低的过冷度中诱导的，但是在100K以下。枝状比等轴晶粒的生长速度更快，以至于枝状晶粒的尺寸更大4。F Fujiwara 19-21等人通过在一次薄膜DS生长过程中使用现场监控系统，进一步研究了多晶硅的熔化生长反应。他们观测到在不同的冷却条件下，定向晶粒会出现不同的生长反应。<100>和<110>原生多晶晶粒更倾向于高冷却速率，例如，30 K/min，作为动力学控制的结果，111小平面型的生长则要慢得多。另一方面，冷却速率减慢时，比方说降至1K/min，<111>晶粒则更具有优势，原因在于热力学控制偏向于最低的界面

15、自由能；据估计，这种转换过程维持在大约2mm/min的生长速率19。因此，在正常的1cm/h的DS速率情况下，111晶粒的颗粒竞争更占优势。Fujiwara等人广泛研究了对于优先晶界的过冷度控制4,22。通过控制DS初始阶段的冷却速率，他们能引导具有 3晶界的大晶粒沿着坩埚底壁展开树状生长。近来，王23和Yeh24 等人又进一步阐明了局部冷却的方法，指出利用定制的冷却垫就可以在工业生产中轻松实现。冷却点会引发局部的径向温度梯度，从而使横向生长过程中的枝晶或者晶粒排列更佳。更重要的是，它不受坩埚尺寸规格限制。为控制过冷度而设计的冷却垫使用的是氩气或者水，并且作为一种自生籽晶过程，锯状有凹凸的坩埚

16、也是被大力推荐的16,25，而且结果很好，前景可期。利用氩气实现的瞬间冷却是有效的、安全的，并且产生的主要是<110>和<112>枝晶。Nakajima26等人还提议在采用枝晶铸锭方法时可以通过具有不同导热性的冷却垫来控制枝晶的排列。它们在相同的方向上控制了枝晶的排列， 从而能够使得枝晶间的初始缺陷（位错）最小化。同时，不一致的晶界也见减少了。然而，在张XX27等人最近的报告中提到，大规模生产条件下，重要的不只是结晶的质量，同样还有长晶环境的稳健性，以及高产量和成品率。  目前，在实际运作中，通过过冷度控制的生长再现性是一个很引人关注的问题。换句话说

17、，在工业生产中，这种技术还没有取得成功。虽然如此，通过控制最初阶段的晶粒，即便没有形成大的枝晶，也可以大幅降低位错的生长速率。简言之，从形成动力学角度，位错的生长速率和它们本身的密度以及热应力是存在比例关系的，而热应力主要是受热历史和坩埚壁的影响。它的定向依赖也同样是由于不同的滑移系8。此外，晶界在阻止位错生长方面是有效的，晶粒尺寸也在其中扮演着很微妙的角色，同时还对应力松弛有一定作用。所以，为了减少位错，除了要减少长晶过程中的热应力，通过过冷度或者种晶层的方法来控制晶粒定向、晶界、缺陷密度和晶粒大小是非常必要的。   本文描述了我们在控制高品质DS多晶硅晶粒方面的最新进展

18、，也讨论了将实验室成果应用到工业生产中的这一可行观点。实验室中利用感应加热的DS炉的原理图如下图1（a），坩埚内径是7cm24。坩埚下方是加强版的使用氩气16或水流 24的冷却装置。如果采用水流冷却，可以用石墨棒来吸取坩埚底部的热量，根据石墨棒的直径看情况进行局部冷却或均匀冷却24。在硅料熔化并且状态稳定之后，就可以进行冷却，很短的时间内，就要开始成核作用。然后，坩埚向下移动开始长晶。工业生产中的多晶炉（GT DSS 450）原理图如下图Fig. 1(b)。根据投料量的多少，硅锭的尺寸最大可以达到84cm×84cm×36cm 

19、;系统经过改进后可以从顶部进行二次装料，坩埚最多可以装纳580-600kg硅料。成核和凝固过程主要是通过上下移动绝缘（保温）材料。坩埚下面的冷却垫可以是块状的石墨热交换器，也可以是类似左图1（a）中装置16 的石墨腔室。    6769717375777981838587899193959799101103105107109111113115119121123125127129131133Fig.  1.   Schematic  of  (a) 

20、0;lab-scale  DS  furnace;  (b)  industrial-scale  furnace.工业铸锭炉Please cite this article as: C.W. Lan, et al., Journal of Crystal Growth (2012), doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.007C.

21、W.  Lan  et  al.  /  Journal  of  Crystal  Growth    ()  31357911131517192123文中比照讨论了（156*156mm2,200m厚）硅片制成的电池的转换效率，这种硅片是利用先进的长晶理念生产的。在接下来的讨论中，我们将按照时间顺序，介绍晶体质量改善的进展情况。下面第二小节，我们会首先探讨生长界面对晶粒尺寸和

22、晶体质量的影响，以及电池的转换效率。第三小节，探讨在成核和晶粒竞争阶段利用过冷度控制晶粒和晶界，同时也会简单解释下最初的晶粒对后期晶粒尺寸和缺陷的影响。如果能控制好最初晶粒，整体的质量和成品率都会有明显提高。最后，第四小节将介绍种晶生长，讨论位错密度和生长速率。末尾第五小节是总结评论部分。2.  控制生长界面晶体生长的习惯作法是控制生长界面。生长界面决定了晶粒生长的方向是向内还是向外。对于凸状的生长界面，晶粒向外生长，如果没有分生出出新的晶粒，它的尺寸很容易增大。相反，如果是凹状界面，晶粒向内生长，新的晶粒常常会从侧壁结晶，随着柱状晶粒相互碰撞，在靠近末端处生成等轴晶粒。从

23、基本的热量转移的角度看，凝固界面垂直于热流。所以，对于定向凝固，获得凸界面的最简单的方法是按压热场的接触面28 或者更好地使坩埚隔热以避免热量从侧壁散失23,24。Yeh 等人之前的研究中24，氧化铝毡可以用来保温坩埚。接触面的形状从使用氧化铝毡后就由凹状变成凸状。67697173757779818385878925272931333537394143454749515355575961相似的概念在工业生产中也有采用，通过改造热场减少坩埚壁生长接触面周围的热量散失。也就是说，如果阻止了坩埚壁的热量损失，热流就会集中进冷却垫，接触面上的凸性也会增大。想法很简单，改造目前多晶炉的热场却并

24、非易事，因为接触面的位置也是随着时间变化的。图2表示了不同热场长出的硅锭的横截面，参考右图默认热场(a)，热场 I (b) 和 II (c)，都分别是通过减少坩埚壁靠近接触面的热损失实现的。换言之，热场II 靠近生长界面的坩埚保温最好。图2(a)中的晶粒结构表明，默认热场的接触面凹得非常厉害，晶粒倾向于向内生长。而另一方面，对于改良过的热场，坩埚保温效果更好，接触面径向的热损失更少， 如图2(b) 和 (c)，凹度大幅减小，靠近中央位置的晶粒慢慢趋于向外侧生长。特别是图2(c)侧壁的晶粒也明显减少了。 &

25、#160;图3是一组硅片(15.6×15.6 cm2尺寸)晶粒结构的对比图，硅片取自默认热场和热场II的中央硅锭的不同高度。如图所示，对于默认热场，晶粒尺寸随着位置升高而逐渐减小，顶部出现了很多等轴晶粒。热场II经过更好的接触面控制后，晶粒大小显著增加。不同热场中晶粒尺寸的轴向分布如图4所示。尽管通过控制生长界面可以改善晶粒尺寸，但是，无论怎样晶粒大小仍然随着高度增加而减小。更重要的是，缺陷较多的区域，即经过优先腐蚀和图像处理后显示出的EPD密度远远超出1×106/cm2的区域，随着生长距离增加会迅速增多，在热场II中也不例外。 Fig.  &

26、#160;2.   Longitudinal   grain   structures   from   (a)   default   hot   zones;   (b)   hot   zone   I;(c)  

27、hot  zone  II.靠近生长末端，缺陷面积超过80 cm2 (多于 30%). 生长过程中晶粒尺寸减小被认为是新晶粒的生成。从位错群和晶界处成核的次晶粒能够变成含有大量位错的晶粒。 源于不同热场的硅片，通过使用典型的酸制绒的丝网印刷生产线可以制成太阳能电池片。不同热场条件、不同硅锭位置的平均电池转换效率（100片的平均值）在图5中有所比较展示。图中用的是2007年的数据，处于底部的硅片转换效率为15.8%16.1%，处于顶部的硅片的转换效率为15.5%15.9%。目前随着硅片质量和电池工艺的进步，转换效率已

28、经又有很大提高，平均为16.6%。图5很明显地表示了通过控制生长界面实现的硅片质量的改善。通过降低冷却速度（利用更低的轴向温度梯度和生长速率），在成核过程中有可能获得尺寸更大的晶粒。然而，实际操作时，为提高生产量，大家一般更倾向于偏高的生长速率。但是，较高的温度梯度同样需要避免碳化物构成成分过冷。碳化物沉淀会引起微晶，并且造成切片和电池分流时断线。所以，折衷的方法就是在成核阶段采用较高的温度梯度和较低的生长速率。很可惜，这种方法有利于在晶粒竞争阶段采用过冷度来选择<111>晶粒。因为111平面有更多的滑移系统，激活后可以产生位错8，所以要避免<111>晶粒生长。此外，一

29、旦<111>晶粒出现，在正常的生长速度下(1 cm/h) ，它将占据主导地位因为它的界面能量更低19.  919395979910110310510710911111311511912112312512712963 3.   控制晶粒和晶界131 65 为了降低位错的生长速率和亚晶粒的形成，控制成核和最初的晶粒生长至关重要。133Please cite this article as: C.W. Lan, et al., J

30、ournal of Crystal Growth (2012), doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.007Please cite this article as: C.W. Lan, et al., Journal of Crystal Growth (2012), doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.0071357911131517192123254C

31、.W.  Lan  et  al.  /  Journal  of  Crystal  Growth    ()  676971737577798183858789912729313335373941434547Fig.  3.   Grain  structure  of &#

32、160;wafers  from  (a)  default  hot  zone;  (b)  hot  zone  II.Fig.   5.   截取不同热场生成的硅锭的不同位置所制硅片的转换效率9395979910110310510710911111349Fig.  4.  不同热场的晶粒大小分布.根据成核理论，

33、成核需要特定的过冷度，并且较快的冷却速率可以导致较高的过冷度和成核速率。比较常见的铸锭做法是，利用较快的成核速率生成更多晶粒，结果是晶粒尺寸便会减小。换做枝晶铸锭方法4,22，<112> 枝晶生长越快，得到的晶粒就会越大。然而枝晶铸锭的方法在工业生产中却无法一蹴而就27。就硅材料而言，均相成核需要的过冷度温度要达到420K29,但是含有氮粒子的异相成核一般要远远低于20K30,31。所以，在正常的定向凝固1155153555759616365生长中，更合理的方法是，过冷度不必太高，这样<110>和<112>才会更占优势。 事实上，如同 L

34、eung 和 Kui描述的32，在低于22K过冷度时，通常是 <110>，而不是<112>占据主导地位。在枝晶铸锭方法中4,22，112相对占优势，因为 <110>枝晶趋于横向生长4,22。 我们检验了在实验室条件下，通过控制水流24进行局部冷却的方法和通过氩气流16加强冷却效果的设计，如图1（a）所示。生产中使用氩气更简单也更安全。但是，要想效果更明显，必须要减少冷却腔室里的辐射。局部冷却同样也可以应用到氩气冷却装置中2325。. 这样，初步冷却就可以轻松应用于过冷度，以此得到双晶密度较高的晶粒。

35、增强的冷却， 在图1(a)的装置里，氩气流速高达1min/10slpm, 起先主要是112，这预示着<110>枝晶会后来居上16。含有孪晶的区域也理所当然变大，并且随着高度上升而增加。双晶密度较高的晶粒里，位错密度非常低（约为103 to 104/cm2）。更重要的是，119121123125127129131133C.W.  Lan  et  al.  /  Journal  of  Crystal &

36、#160;Growth    ()  51357911在使用氩气进行初步冷却的情况下，轴向晶粒的尺寸随着生长也会增大（3.54.2mm）。另外，也比较有趣的现象是冷却速率最快的结果会产生最大的晶粒；而没有利用氩气冷却的晶粒尺寸一般在2.5mm(顶部)2mm(底部)之间。尽管我们没有得到Fujiwara等人报告中描述的大枝晶（3cm）4,但是硅片质量一直保持优良。现实不像实验，很难在工业生产中控制枝晶生长的过冷度环节，因为石英壁（3cm）和石墨热交换台(10cm)比实验室中的材料（坩埚壁2mm,石英块2cm)厚太多。使用挡板、氩气流和定

37、制的石墨热交换器控制冷却速率所取得的效果和实验室里得到的结果类似；但重现性仍是个问题。 的确，在工业生产中，较高的过冷度是非常困难的，因为冷却速率比实验室环境里低太多。另一方面，一旦出现成核，过冷度很快会因为熔解热释放而被消耗尽。对于大面积来讲，均匀控制过冷度也不简单。除了热量传递外，氮化物喷涂的表面质量也会影响成核过程的过冷度。采用氮化物喷涂时，成核的过冷度可以低至2K30。所以，枝晶生长中能有充足的过冷度确实很困难。6769717375771315171921232527293133在控制成核方面我们做了一些尝试，通过控制温度梯度和冷却速率，还有定制的冷却垫，我们可以更好地掌控工

38、业生产炉上的晶粒生长和缺陷。喷涂质量的改善也同样重要。更关键的是，和实验室结果相近，晶粒尺寸随着高度、晶粒生长的增加，对减少位错的生长速率影响很大。此外，如果没有晶粒生长的(A+锭)，位错密度会迅速增加，而具有晶粒生长的(A+锭)，位错的生长则大大减缓。图6表示了这两种条件下铸锭的PCD少子寿命扫描图。图6(a) 表示的是A+锭，在凝固的末端，低少子寿命区更多。然而，A+锭的少子寿命更加均匀。图7展示了从铸锭的不同高度截取的硅片的位错分布，可以看出位于A+锭顶部的硅片，位错密度非常低，位错最严重的区域面积小于25cm2。换言之，A+ 锭 的位错生长速率相当低。因此

39、，利用A+条件再行装料是很有益处的。 我们已经通过再装料得到了580kg的硅锭，顶部的缺陷面积小于30 cm2。更重要的是，利用A+硅片制成的电池的转换效率大约在17%（400多片wafer的平均值），而A+硅片的转换效率仅16.7%。79818385878991939597993537Q3      Fig.    6.   Longitudinal  m-PCD    lifetim

40、e    mapping    of    the    ingots    from    two    growthconditions     for     nucleation   

41、;  and     initial     growth     control     having:     (a)     grain     sizedecreased   with

42、0;  height   (A+);  (b)   grain   size  increased   with   height   (A+);   the   redor  yellow  areas  indicate &#

43、160;the  lower  lifetime.  (For  interpretation  of  the  references  to10110339414345474951535557596163color  in  this  gure  legend,  the  reader  i

44、s  referred  to  the  web  version  of  this  article.)10510710911111311511912112312512712913165Q2      Fig.  7.   Defect  mapping  of  

45、; the  wafers   at   different  positions   of  the   ingots  having  two  growth   conditions  for  nucleation   and &#

46、160; initial   growth   control  having:   (a)  grain   sizedecreased  with  height  (A+);  (b)  grain  size  increased  with 

47、0;height  (A+);  the  red  or  yellow  areas  indicate  the  lower  lifetime.Please cite this article as: C.W. Lan, et al., Journal of Crystal

48、60;Growth (2012), doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.0071336C.W.  Lan  et  al.  /  Journal  of  Crystal  Growth    ()  13579111315171921A+硅片的转换效率分布情况也比较均匀。从底部到顶端，分别是16.72（底），17.02%（中下）

49、，16.97%（中上），17.02%（顶）。这些结果看上去很有前景，但是112/110晶粒的比例大约只有50%，不如实验室的数据高。另一方面，A+硅片中111晶粒的比例大约为10%，稍微低于A+硅片中14%的111晶粒比例。所以，人们相信轴向过冷度的增大对晶粒竞争中的非111晶粒更为有利21。4K的冷却度足够产生动力学控制。我们还尝试提高开始的冷却速率，但硅片质量并没有改善，并且碳化物经常在开始时沉淀。我们相信这还不是最佳条件。但很明显的是，随着对于初始结晶成核与生长的控制，铸锭顶部的亚晶粒和位错簇的比例明显减少了。所以，从铸锭到高质量硅片的成品率是有很大的上升空间的。  

50、A+硅片 (580 Kg)的缺陷分布也同样拿来与之做了比较。如图所示，A+硅片看起来不及籽晶区硅片好。然而，如果我们通过使生长距离标准化的方法来比较两者的生长速率，A+硅片中位错的生长速率就不比籽晶硅片的快了。 我们还使用25块籽晶（每块156mm*156mm）试验铸锭。获得的底部籽晶区域的平均转换效率高于17.5%，整个类单晶锭的转换效率为17%。最近，类单晶硅片因为其较高的转换效率33获得了越来越多的关注。然而，坩埚壁上位错和寄生成核的生长也是急需解决的一大问题；从籽晶接缝处产生的初始位错也是难题。此外，对于大规模生产来讲，籽晶的成本和成品率也都是讨论的焦点。

51、不过，使用碱制绒方法加工的类单晶电池的转换效率高达18%。类单晶硅片在市场上已经有所销售，尤其是中国的硅片厂家。类单晶硅片的组件也能得到，60-cell的组件平均转换效率超过250W。因此，有理由相信籽晶铸锭的方法将会普及，市场占有率会逐步升高。然而，技术的进步进度取决于缺陷控制的进度。如果位错的生长速度能够有效的抑制，使用籽晶生长将变成定向凝固技术的主流。 6769717375777981838587232527293133353739414.   籽晶生长的确，控制成核与晶粒生长的过冷度是不简单的，而且这种控制并不精确。有效控制晶粒的一种方法是通过籽

52、晶生长，自生籽晶或者外部籽晶都可以。最近，我们有个提议，利用凹口形坩埚25产出自生籽晶，这样一来晶粒选择就可以在凹口内部实现控制。这一研究成果是有前途的。可惜的是，实际操作中会有坩埚破裂的风险。所以我们还测试了使用籽晶的方法，尤其是单晶籽晶33。   图8所示的是 局部籽晶在不同的生长阶段，其晶粒大小和缺陷面积的分布情况；在坩埚的中央放一块(100)籽晶。如图，单晶区域的面积随着高度增加会逐渐减少。更有，缺陷面积随着生长距离变大也逐渐增多。然而，不同于多晶硅生长的是，缺陷面积的增加速率，例如位错簇群，在籽晶内部是非常低的。图9从籽晶到非籽晶区域所制成的硅片的缺陷面积的发展。

53、图中可以看出，在籽晶区域，位错的生长更慢，在靠近生长末端的面积大约为12 cm2 。 89919395979910110310510743 ,Fig.   9.   Comparison   of   defect   developments   in   the   wafers   from 

54、  the   seeded   andunseeded  areas.  The  defect  distribution  of  A+ wafers  (580  Kg)  is  also  included  for109454749515355575961

55、63comparison.11111311511912112312512712913165Fig.   8.   Grain   structures   (upper   row)   and   defect   mappings   (lower   row)   

56、;of   the   wafers   from   seeded   growth   at   different   ingot   positions;   the   solid   line   

57、indicates   theseeded  area.Please cite this article as: C.W. Lan, et al., Journal of Crystal Growth (2012), doi:10.1016/j.jcrysgro.2012.01.007133C.W.  Lan  et  al.  

58、;/  Journal  of  Crystal  Growth    ()  71这一技术的推广率依赖于缺陷控制方法的进展。如果能有效抑制位错的生长速率，籽晶生长将会成为DS铸锭方法的主流技术。致谢67-35697179115.   总结与评论 我们讨论了太阳能电池有关多晶硅定向凝固技术中晶粒控制的最新进展。重点介绍了工业生产中减缓位错生长速率的方法。进一步在电池转换效率方面比较了硅片的性能参数。对于减少坩埚壁和生长末端的等

59、轴晶粒，控制生长界面是平直还是略有凸起是非常关键的步骤。同时在减弱热应力和位错密度方面也是有帮助作用的。因此，平直的生长界面可以得出转换效率更高的、尺寸更大的晶粒。通过热场设计进行坩埚隔热，对实现平直的生长界面非常有效。然而，随着高度增加，无定向的晶粒会引发缺陷和次晶迅速生长，这些无定向晶粒含有这份报告受到台湾科学委员会、中美Si有限公司和国立台湾大学研发项目组的大力支持。CWL同样感激与KN教授进行的枝晶铸锭和缺陷控制方面的探讨。References737577大量的位错和非共格晶界，从而导致晶粒尺寸减小。亚晶粒可以在位错簇群或者1315171921232527293133353739414

60、34547495153555759616365非共格晶界处结晶成核。经研究，成核的初始冷却和晶粒生长的最初控制对于进一步改善以上这些状况是有用的。通过在坩埚底部进行加强性的瞬时的均匀冷却或者局部冷却，在实验炉可以引导枝晶生长，并且双晶密度较高的<112> 和<110>晶粒占主导地位。晶粒尺寸和少子寿命也会随着高度增加而有所改善，这就说明次晶的形成被阻制了。另一方面，作为晶粒竞争的结果，晶粒尺寸的增长似乎对应力松弛有帮助，而这也减少了位错的生成。这种理念在工业炉下实施，随着高度增加，晶粒递增，位错生长减缓；但是枝晶生长不明显，大概是过冷度太少的原因。低位错生长率

61、对于高投料（比如再投料）生产的硅锭顶部的质量至关重要。实际上，工业炉由于坩埚热阻高、热交换器、大面积喷涂不均匀等原因，控制过冷度非常困难。为进一步控制初始晶粒的生长，还考虑了自生籽晶和使用籽晶生长的方法，结果很有前景。   最后，虽然通过晶粒控制已经获得了高品质多晶硅生长技术的巨大进步，但仍需要进一步改善质量与均匀度来减少与单晶硅质检的性能差距。事实上，在这一发展中，2011年是非常重要的一年。在本文完成之前，通过晶粒控制已经获得了多晶500kg硅锭整体平均转换效率达到17.3%的突破。确实，从位错的生长动力学角度，在晶体生长过程中，降低初始的缺陷密度和压力是很关

62、键的。平行的枝晶生长和籽晶生长在减少初始缺陷密度方面都是有效的。但是，坩埚的应力松弛问题并没有得到解决，即便进行顶部籽晶是一条出路。由于晶粒竞争和新成核的晶粒，晶粒生长似乎对减缓位错生长中的应力松弛有一定作用。此外，选择更有效抵制缺陷和次晶形成的晶向和晶界也很重要。对所有的制晶人来说，如何在大规模生产中实现这些理论概念，同时降低成本、提升质量，仍然是巨大的挑战。  1   D.   Sarti,   R.   Einhaus,  

63、60;Silicon   feedstock   for   the   multi-crystalline   photovoltaicindustry,  Solar  Energy  Materials  And  Solar  Cells  72  (2002) 

64、0;2740.2   K.  Yang,  G.H.  Schwuttke,  T.F.  Ciszek,  Structure  and  electrical  characterizationof   crystallographic   defects   in  

65、60;silicon   ribbons,   Journal   of   Crystal   Growth   50(1980)  301310.¨3   A.L.   Endros.,   Mono-   and   tri-crys

66、talline   Si   for   PV   production,   Solar   EnergyMaterials  And  Solar  Cells  72  (2002)  109124.4   K.   Fujiwara

67、,   W.   Pan,   K.   Sawada,   M.   Tokairin,   N.   Usami,   Y.   Nose,   A.   Nomura,T.   Shishido,

68、0;  K.   Nakajima,   Directional   growth   method   to   obtain   high   qualitypolycrystalline   silicon   from   its 

69、  melt,   Journal   of   Crystal   Growth   292   (2006)282285.5   H.Y.  Wang,  N.  Usami,  K.  Fujiwara,  K.  Kuts

70、ukake,  K.  Nakajima,  Microstructuresof  Si  multicrystals  and  their  impact  on  minority  carrier  diffusion  length,  ActaMaterialia  57 &#

71、160;(2009)  32683276.6   G.   Stokkan,   Relationship   between   dislocation   density   and   nucleation,   ActaMaterialia  58  (2010

72、)  32233229.7   N.  Usami,  R.  Yokoyama,  I.  Takahashi,  K.  Kutsukake,  K.  Fujiwara,  K.  Nakajima,Relationship    between   &

73、#160;grain    boundary    structures    in    Si    multicrystals    andgeneration  of  dislocations  during   crystal  growt

74、h,   Journal  of  Applied  Physics107  (2010)  013511.¨¨8   S.    Wurzner,    R.    Helbig,    C.    Funke,

75、60;   H.J.    Moller,    The    relationship    betweenmicrostructure   and   dislocation   density   distribution   in  

76、; multicrystalline   sili-con,  Journal  of  Applied  Physics  108  (2010)  083516.9   G.   Martinelli,   R.   Kibizov,   Growth &

77、#160; of   stable   dislocation-free   3-grain   siliconingots  for  thinner  slicing,  Applied  Physics  Letters  62  (1993)  3262.10  

78、; J.   Chen,   T.   Sekiguchi,   R.   Xie,   P.   Ahmet,   T.   Chikyo,   D.   Yang,   S.   Ito,

79、0;  F.   Yin,Electron-beam-induced   current   study   on   small-angle   grain   boundaries   inmulticrystalline  silicon,  Scripta  Materi

80、alia  52  (2005)  12111215.11   J.  Chen,  D.  Yang,  Z.  Xi,  T.  Sekiguchi,  Recombination  activity  of 3  boundariesin   

81、 boron-doped    mulicrystalline    silicon:    Inuence    of    iron    contamination,Journal  of  Applied  Physics  97  (200

82、5)  033701.12   C.P.   Khattak,   F.   Schmid,   Growth   of   Silicon   Ingots   by   HEM   for   Photovoltai

83、cApplications,   in:   C.P.   Khattak,   K.V.   Ravi   (Eds.),   Silicon   Processing   for   Photo-voltaics  II,  Elsevier  Science  Publishers,  1987,  pp.  153183.¨13   W.  Koch,  A.L.  Endros.,  D.