CN104159855B - 自熔体水平带材生长及自熔体形成材料的带材的方法 - Google Patents

Abstract

一种自熔体上水平带材生长的方法，包括在熔体的表面上利用辐射冷却形成带材的前侧边缘；沿着熔体的表面在第一方向上拉起带材；以及在邻近带材的前侧边缘的区域中以热移离速率来移除自熔体辐射的热，所述热大于流经熔体至带材内的热。

Description

自熔体水平带材生长及自熔体形成材料的带材的方法

技术领域

本发明属于一种制作基板的领域，尤其是涉及一种自熔体表面上的带材移除热的系统、方法与结构。

背景技术

硅晶片或板材可用于例如集成电路或太阳能电池行业中。随着对再生能源的需求提高，对太阳能电池的需求也持续提高。随着这些需求提高，太阳能电池行业的一个目标为降低成本/功率比。存在两种类型的太阳能电池：硅(silicon)与薄膜(thin film)。大部分太阳能电池是利用硅晶片(诸如单晶硅晶片)制得。目前，晶态硅太阳能电池的主要成本在于制造太阳能电池可用的晶片。太阳能电池的效率或在标准照明下所产生的功率量部分地受到所述晶片的质量限制。在不降低质量的情况下，晶片制造成本的任何降低均将降低成本/功率比，且能够使清洁能源技术得到更广泛的使用。

最高效率硅太阳能电池可具有大于20％的效率。这些太阳能电池是使用电子级单晶硅晶片制造。所述晶片可藉由将使用柴氏拉晶法(Czochralski method)生长的单晶硅圆柱形晶块切割成薄片来制造。这些薄片的厚度可小于200μm。随着太阳能电池变薄，每次切割的硅废料百分比提高。然而，切锭技术(ingot slicing technology)本身的限制可能阻碍获得较薄太阳能电池的能力。

制作用于太阳能电池的晶片的另一种方法为从熔体垂直拉起薄硅带，接着使拉起的硅冷却且固化成薄片。所述方法的拉取速率可能限于小于约18mm/分钟。在硅冷却及固化期间所移离的热必须沿垂直硅带移离。由此沿硅带产生较大温度梯度。所述温度梯度对晶态硅带产生应力，且会产生不良质量的多晶粒硅。硅带的宽度及厚度亦可能因所述温度梯度而受限制。

藉由分离熔体垂直制作板材(或硅带)相较于硅晶切锭更为便宜。早期尝试水平带材生长(horizontal ribbon growth，HRG)需要通过使用氦气(helium)对流气体冷却，以达到拉起带材所需的连续表面生长。这些早期尝试的方法尚未达到制作可靠且快速地拉宽带材为均匀厚度的目标(即生产价值)。鉴于上述，可以理解需要一种改良的装置及方法，以从熔体制作水平成长的硅板材。

发明内容

将于下面以简化形式描述本发明内容的概念选择，并于详细描述中作更进一步的描述。本发明内容并不意在识别所主张的目标物的关键特征或基本特征，也不是在协助确定所主张的目标物的范围。

在一实施例中，自熔体水平带材生长的方法包括利用辐射冷却熔体的表面，以形成带材的前侧边缘。此方法亦包括于第一方向沿着熔体的表面拉前侧边缘，以及以热移离速率移离自熔体辐射的热，所述热大于流经熔体至带材内的热。

在另一实施例中，自熔体形成第一材料带材的方法包括提供结晶种子于熔体中。此方法还包括提供流经熔体的热q_y″，热q_y″超出熔体的结晶过程中溶质分离造成的组成不稳定区间(constitutional instability regime)；设定邻近熔体的表面的一低温板材的温度T_c低于第一材料的熔化温度T_m，以致于来自熔体的表面的辐射热流q″_{辐射-液态}大于流经熔体的热流q_y″；以及沿着垂直于低温板材的长轴的路径拉结晶种子。

附图说明

图1显示一种水平带材成长的情况。

图2呈现一种不同热流条件计算的硅生长行为的图形化描述。

图3显示一种符合本实施例进一步详述由熔体生长硅的生长区间的图示。

图4显示一种晶态硅种子位于硅熔体的表面区域的情况。

图5概略显示一种硅生长的情况。

图6显示一种符合本实施例的硅种子启动各向异性晶体生长的概略示意图。

图7A与图7B显示一种模拟硅生长的示意图，其中低温板材配置在硅熔体上。

图8A与图8B显示进一步仿真硅生长的示意图。

图9A至9D显示一种符合本实施例的用于控制硅带宽度的流程。

具体实施方式

本发明将以显示较佳实施例的图示作为参考来作充分介绍。然而，此发明可以采用不同形式实施，但本发明不应该被限制在本文所列的实施例。相反地，这些实施例将会充分且完整地阐述本发明的范围给本领域中具有通常技术的人。在图标中，相同的组件将会在整个说明书中以相同的标号加以说明。

为了解决上述方法的不足之处，本实施例提出一种创新且新颖的晶体材料(且特别是一种单晶材料(monocrystalline material))水平熔体生长技术与系统。在多个实施例中，揭示了藉由水平熔体生长以形成单晶硅的板材的方法。然而，在其他实施例中，本文中所述的方法可应用于例如锗(germanium，Ge)以及硅合金的水平熔体生长。

本发明所揭示的方法针对形成长型单晶板材，此长型单晶板材藉由于一般水平方向拉取而从熔体提取出来。此种方法是关于硅或硅合金的薄单晶板材沿着熔体的表面区域拉取的水平带材生长(horizontal ribbon growth，HRG)方法。带材形状可以通过延展拉取方式而获得，以致于带材的长度方向与拉取方向对齐。

在此之前，HRG的发展致力于包括利用辐射冷却以形成硅晶板材。值得注意的是，在熔化温度为1412℃时，固体硅的发射率(emissivity)ε_s约是液体硅ε₁的三倍。在此方式下，将优先从固态移离热而不是液态，其形成稳定的结晶化的必要条件。

然而，介于固体硅和液体硅之间的巨大发射率差值ε_s-ε₁亦导致很难达到熔体表面的快速凝固。因此，迄今尚未开发藉由水平熔体生长以形成单晶硅板材的实用方法。在本实施例中，第一次提出一些方法，其中对于从熔体水平提取固体硅(例如HRG处理)可达成稳定晶体生长和快速生长的条件。

特别是，本实施例提供调整跨过介于硅晶体的缓慢稳定各向同性生长条件以及沿熔体表面的高度各向异性生长条件之间的转变的过程范围中的过程条件的能力，其中需要沿熔体表面的高度各向异性生长条件以获得持续地拉取结晶板材。本发明人也已经确认这种转变取决于流入(经过)熔体的热(稳定的晶体生长所必需)与热移离之间的平衡，其可藉由辐射传热至配置靠近于熔体表面的低温材料而发生。

可以理解的是，稳定的晶体生长需要充足的热流经熔体，以克服任何由可能发生于冷却过程中的溶质分离(segregation of solutes)所造成的组成不稳定(constitutioninstability)。此种条件可通过关于沿一个方向y流经熔体的给定的热的温度梯度dT/dy来表示：

其中C₀为在熔体中的溶质浓度，D为在熔体中的溶质扩散速率，k为分离系数，m为液相线的斜率以及v为生长速率。举例而言，对于典型的电子级硅的硅熔体，铁(Fe)的浓度可以是10^-8Fe原子/Si原子的等级。对于Si熔体中的溶质Fe，k＝8×10^-6，D约为1×10^-7m²/秒以及m约为1000K/部分(fraction)。因此，对于生长率v＝6μm/秒，在熔体中所需的温度梯度是约1K/cm，相当于约0.6W/cm²的热传导。当然，其他的溶质亦可存在于熔体中。

详细而言，在各种实施例中，可定义处理窗口(process window)，其中组成稳定的晶体生长条件与适合HRG的高度各向异性晶体生长条件在相同的时间发生。特别是，对于默认材料系统，可定义组成稳定性的处理区域，如上面简要讨论关于公式(1)。在组成稳定性的处理区域中，各向异性生长的区域可进一步于接下来详细地讨论与定义。这两个区域的重叠部分定义为处理窗口，可称为“生长区间(growth regime)”，其中可发生由熔体组成稳定各向异性生长结晶层。

在揭示文件“于硅熔体表面达成持续各相异性晶体生长的装置”中(其全部内容可并入本文作为参考)，详细介绍本文所揭示的实行方法的装置。

图示及其相关讨论如下将以硅材料的系统为重点。然而，对于本领域具有通常知识的人应可很容易地了解本发明的实施例是可扩展到其它材料系统，且特别是含硅的系统，例如硅与锗、碳以及其它元素(包括电活性掺杂剂元素(active dopant elements))的合金。亦可以使用其他材料。

图1显示一种硅熔体100的示例性水平带材成长，其包括可形成于表面104中的固态的硅带材102。如图所示，硅带材102可于低温板材106下形成且拉起。虚线108描绘固体硅的前侧边缘110，其中硅带材102与硅熔体100在表面104处有界面。虚线108的右侧，流经熔体的热q_y″从硅熔体100传导并进入硅带材102的固态硅材料中。较高程度的热流从硅带材102辐射进入低温板材106，根据硅带材的发射率ε_s约为0.6。流经熔体的热q_y″与从硅带材102辐射的热之间的差异定义硅固化的潜热，其可与固态硅相的生长速度V_g相关，条件在于辐射冷却大于如下等式所示的导热流：

其中T_h为熔体底部的温度，T_m为平衡熔化温度，T_c为低温板材的温度，k₁为液体(熔体)的导热性，d为熔体的深度，σ为史蒂芬玻尔兹曼常数(Stephan-Boltzmann constant)，ρ为固体带材的密度，L为熔化的潜热，ε_s为固体带材的发射率以及ε_c为低温板材的发射率。

虚线108的左侧，流经熔体的热q_y″的相同值流经熔体100。然而，由于没有发生固化现象，因此基于较低的发射率(约为0.2)，全部的热辐射到低温板材106。在虚线左侧的区域中，在低温板材106下，提供流经熔体的热q_y″、熔化温度T_m、硅熔体底部的温度T_h与低温板材的温度T_c之间的关系：

其中ε₁为液态熔体的发射率。

因为在硅熔体100的前侧边缘110的表面温度相同于固态硅带材102的温度(其可近似于平衡熔化温度T_m)，因此分别存在于虚线108的相对侧的两种不同热流状态可彼此相关。

图2显示一种依照不同热流条件计算的硅生长行为的图形化描述。特别是，流经熔体的热q_y″绘制为靠近熔体的低温板材的温度的函数。在图2中，低温板材的温度T_c表示为介于硅熔体与低温板材之间的温度差T_c-T_m。如上所讨论，流经熔体的热可从表面辐射至低温板材，其对于辐射来说可作为散热器(heat sink)。曲线202、204、206显示对于不同的固态带材生长速度V_g熔体热流和低温板材温度之间的经计算的关系。此计算是基于固态发射率ε_s为0.6且液态发射率ε₁为0.2，其近似在硅熔化温度(1685K或1412℃)处的硅特性。特别是，生长速度V_g随不同的低温板材的温度T_c而改变，且可通过公式(2)得到。从公式(2)可以看出，相对低的低温板材温度(其相较于相对高的低温板材温度更有效率地移离自硅辐射的热)对于流经熔体的默认值的热导致较高的V_g值。换句话说，较冷的低温板材相较于较热的低温板材，更有效地移除从靠近低温板材的硅辐射的热。

请参考图2，说明于曲线202、204及206中V_g值适用于晶体成长可垂直地向下以及水平地沿表面发生的稳定各向同性成长区间(但以约10μm/s的非常缓慢的成长速率)。也就是说，显示此种成长行为是说明当热从固态移离时从固态的各向同晶体稳定成长。如图所显示，对于流经熔体的预设热q_y″，较低的低温板材温度(即较大值的T_c-T_m)产生较大的成长速率V_g，而对于默认低温板材的温度，较大的热流速率产生较小的成长速度。因此，藉由平衡流经熔体的热q_y″(当增加时，降低成长速率)以及由低温板材吸收热的量(低温板材吸收热的量随T_c减少而增加)以决定V_g的值，从而增加增长速率V_g。

图2也包括实线曲线208，其中此曲线为用以标记可发生各向异性晶体于熔体表面上成长的条件的“持续表面成长”线。因此，实线曲线208描绘介于流过熔体的热q_y″以及邻近带材的熔体表面通过辐射冷却而能够单独地冻结所需的低温板材的温度T_c之间的关系。再次参照图1，当实线曲线208所定义的条件满足时，可从硅熔体100拉取固态的硅带材102，例如，沿水平方向112以速度V_p拉取或流动固态硅带材至右方。当固态硅带材被拉取或流动时，熔体也可流动。同时，前侧边缘110保持在低温板材106下的固定位置(由虚线108所示)。

图3显示符合本实施例进一步详述自熔体成长硅的生长区间的图示。图3中的轴线相同于图2，以及显示不同成长区间的标记部份的额外的特征。于图3中显示三种不同点A)、B)及C)，其分别对应不同生长区间220、222及224。在点A)处，T_c-T_m为-60℃，意即低温板材的温度维持在低于低温板材下的材料的熔化温度的60℃。此外，流经熔体的热q_y″约为4W/cm²，其导致无晶体成长发生的状态。值得注意的是，曲线206对应至零成长状态。因此，落于曲线206上方与右侧(对应晶体熔化的区域)的流经熔体热q_y″以及T_c-T_m的任意组合导致带材与种子在以下速率变薄：

其中q″_{辐射-固态}为从固态(即晶体种子)流出的辐射热。

此部分更说明于图4，其显示一种晶体的硅种子402位于硅熔体100的表面区域的情况。在此情况下，硅种子402接收流经熔体的热q_y″，其中所述热流经硅熔体100至硅种子402中。硅种子402辐射从固态q″_{辐射-固态}(低于热q_y″)流至低温板材(未显示)的辐射热。最终的效果是V_g低于零，意即硅种子402的大小随时间缩小。

继续谈到点B)，其位于成长区域222，其中此点可对应至相同的低温板材温度T_c，如同图3与图4中所显示的点A)。然而，流经熔体的热q_y″实质上较低，导致介于由曲线206与204所界定的成长速率之间的稳定晶体成长速率，也就是，成长速率介于0～5μm/s之间。图5概略显示点B)生长的情况，再次显示于上下文中位于硅熔体100的表面上的硅种子。这对应于所谓的缓慢成长区间，其发生稳定的各向同性晶体生长。流自固态的辐射热q″_{辐射-固态}，也就是来自硅种子402，此时大于流经硅熔体的热q_y″，以及流经熔体表面的辐射热q″_{辐射-液态}小于流经硅熔体的热q_y″。图5显示在这些状况下的成长速率大约为3μm/s，导致成长区间404的形成，其可从硅种子402以各向同性的方式成长。然而，假使硅种子402被拉取时，举例而言，以1mm/s，而没有持续的拉动发生(于从熔体拉取硅薄片)，则各向同性生长速率仅为3μm/s，如图所示。

现在请参照图3中的点C)，在此状况下，低温板材的温度T_c亦相同于点A)与B)，然而流经硅熔体的热q_y″显著地低于点B)，即1W/cm²。在这些状况下，成长区间对应于位于实线曲线208下方以及左侧的区域。如前所示，实线曲线208描绘持续的表面成长区间，且特别表示持续的表面成长区间224的边界。现在请参照图6，显示在点C)表示的情况下硅种子402被拉取至右侧。在此情况下，从硅种子402的辐射热q″_{辐射-固态}以及流经硅熔体表面的辐射热q″_{辐射-液态}分别大于流经硅熔体的热q_y″。更如同图6所显示，由于点C)介于曲线204与202之间(其中成长速率分别对应至5μm/s以及10μm/s)，成长速率V_g(对应至各向同性的成长速率)大约为6μm/s。此外，当硅种子402如图所示被拉至右侧，则于硅熔体100的表面处发生持续的各向异性晶体成长。因此，硅薄片406形成于前侧边缘410，其中此前侧边缘410在受到1mm/s的拉取速度时保持在固定位置。

图3显示另一个成长区间226，其表示基于成长速率6μm/s的本质上不稳定区间，如上所讨论关于公式(2)。因此，线212的左侧(对应至0.6W/cm²、成长速率6μm/s或更高)可能为本质上不稳定的给定的典型杂质浓度(其可发现在电子硅中)。

如图3所示，本发明人藉由于HRG配置中持续从硅熔体拉取带材，而第一次确定本质上稳定的硅薄片的各向异性生长的必要条件。特别是，必要条件可以由一个二维的处理窗口来定义，其平衡流经硅熔体的热与设定低于硅熔化温度的低温板材温度。在一些实施例中，处理窗口可以被表示为生长区间224，而一方面被本质上不稳定的区域分界，而另一方面被稳定各向同性生长的区域分界。

为了验证呈现在图3至图6中分析的有效性，已经进行使用市售的传热软件套件的有限元素模块。此模块仿真计算关于热传导、热对流和热辐射的热传送，包括固态和液态相的材料的发射率。图7A和图7B显示一种配置低温板材106在硅熔体100上的模拟硅生长，其包括于硅熔体100表面处的硅种子702。硅熔体温度和低温板材温度T_m-T_c的温差被设定为60℃，而硅晶熔体的底部温度(ΔT_m)被设定高于T_m 5K。当硅种子702配置于熔体中(0.03秒)，硅种子702与硅熔体100的二维温度曲线轮廓显示于第一例子中(图7A)，而第二例子(图7B)在第一例子之后大约70秒。硅种子702于水平方向以速度1mm/s向右拉起，其在图7A与图7B所显示的例子之间造成硅种子702的左侧边缘706向右侧移动大约70mm。在图7A与图7B的模拟状况下，可观察到硅种子702的部份704从0.7mm增厚至1mm，其表示各向同性成长。然而，观察到没有持续拉取，其表示各向异性的条件尚未满足。值得注意的是T_m-T_c与ΔT_m的值对应至图3中定义的区域222，因此确定此区域产生各向同性硅成长。

图8A与图8B显示所有条件相同于图7A与图7B下的模拟结果，储存ΔT_m，其设定为2K。从5K至2K降低ΔT_m的影响为减少流经硅熔体的热q_y″，以致于处理条件目前对应至图3中的成长区间224。在图8A中，硅种子802在配置于硅熔体100中之后立刻出现。藉由显示于图8B中的结果证实，在101秒后，硅薄片806形成至硅熔体100的原始左侧边缘804的左侧。此硅薄片806表示为各向异性晶体成长。在所示的条件下，硅薄片806的前侧边缘808于点P上保持静止，因此易于持续(连续)以速率1mm/s拉取硅薄片(带材)。在硅种子802通过低温板材106的右侧边缘810后，达到硅薄片806的稳定状态厚度。

在多种不同实施例中，硅带材的宽度藉由控制用以接收来自硅熔体的辐射的低温板材的大小或低温板材产生的低温区域的大小来控制。图9A至图9D显示符合本实施例用于控制硅带的宽度的流程。在图9A至图9D的俯视图中显示包括配置于硅熔体100的表面区域上的硅种子902。图9A至图9D表示从t₀到t₆的不同情况下硅带材的形成。如图所示，硅种子902于方向904被拉取至右侧。时间轴906也显示不同情况的硅种子的左侧边缘908的位置。举例而言，图9A表示于t0的状况下，左侧边缘908位于低温区域910(其可为如上所述的低温板材)下。或者，低温区域可为维持在所需的温度T_c的低温板材的一部份，而低温板材的其他部分有较高的温度，例如硅熔体100的熔体表面的温度。因此，低温区域910的宽度W₂以及低温区域的面积W₂×L₂通常可低于邻近于硅熔体的低温板材的宽度与面积。在所指的低温区域中，处理条件(例如低温区域910与硅熔体的温度差)以及流经硅熔体100的热视为落入图3中的成长区间224，其低温区域910的温度为T_c，如上所述关于低温板材的温度。在这种方式下，当硅种子902沿着硅熔体100拉取时，低温区域910与硅熔体的温度差会促使各向异性晶体成长。

在t₀，低温区域910可被提供至邻近熔体表面以及硅种子902的左侧边缘908上。随着于时间t₀之后拉取硅种子902至右侧，硅种子902藉由各向异性成长形成硅带材912。图9B显示于时间t₁的状况下，关于图9A的情景，左侧边缘908已经被拉取至右侧。藉由低温区域的宽度W₂可决定硅带材912的宽度W₁。硅熔体100的多个部份并未于低温区域910下，流经熔体的热较少，导致熔体不具有各向异性结晶化。如图所示，因为低温区域910的边缘吸收来自硅熔体100的热的效率低于低温区域910的中心，所以硅带材的宽度W₁小于低温区域的宽度W₂。可能需要维持带材的窄宽度于一段时间，以自种子移除从初始生长所产生的错位。

接下来，可能需要增加硅带材912的宽度超过宽度W₁，以满足基板的目标尺寸。图9C显示另一时间t₄的情况，已经处理硅带材912来增加其宽度。在时间t₄中，宽低温区域914已配置邻近于硅熔体100。此宽低温区域914具有大于宽度W₂的宽度W₃，也因此产生由硅带材912所组成的宽带材部分916。宽低温区域914可具有第二温度T_c2，如此一来，第二温度T_c2与硅熔体温度的温差以及流经硅熔体100的热被视为落入图3的成长区间224。换句话说，T_c2与T_m之间的温度差使得q″_{辐射-液态}大于q_y″；在硅熔体100的结晶化期间，q_y″具有高于组成不稳定区间(其特征在于溶质分离)的数值。

显示于图9C中的带材结构918可通过下列方式形成。也如图9C所显示，关于上述图8A至图8B所讨论的原因，硅带材912的前侧边缘920保持固定于低温区域910下的位置P₁。当带材被拉取至右侧，于时间t₂，位于拉取的方向上距离低温区域910的距离L₁处的宽低温区域914相邻于硅熔体100。宽低温区域914可具有可变的宽度，以致于于时间t₂宽低温区域914仅具有产生低温区域922的宽度W_t2，如图9C所示。在范例中所示，宽度W_t2相同于W₂，且随时间到达时间t₃而增加。在所示的范例中，于时间t₃，低温区域的宽度为W_t3且相等于宽度W₃。应当知道，单独地从W₂至W₃增加低温区域的宽度是重要的，以致于晶体从窄带材向外成长(加宽)，因此致使硅种子的晶体结构维持整个带材的宽度以及让无错位的单晶带材成长。也应当知道，加宽过程(介于t₂与t₃之间)会导致加宽薄片的厚度不均匀。因此，宽低温区域914的宽度W_t3(W₃)保持恒定直到图9C中的时间t₄。在t₃与t₄之间的时间，由于W_t3也保持固定，因此宽带材部份916的宽度W₄可维持固定，，因而产生带材结构918。

图9D显示于时间t₄之后的时间t₆中的带材结构918的情况。如图9D所示的情况，低温区域910与宽低温区域914已被“关闭”。换句话说，低温板材或相似装置可从藉由参考数值910b与914b指示的位置移除。在一些实施例中，低温板材可被移除，然而在其他实施例中，低温板材的温度可被增加，以致于不再产生低温区域910和914的效果。此外，在图9D的情况下，保持低温区域924于拉取方向中自低温区域910在距离L₂(大于距离L₁)处配置邻近于硅熔体100。在此范例中，保持低温区域924具有相似于宽低温区域914的宽度W₃，且因此于宽带材部份916中产生一致的宽度W₄。保持低温区域924可具有第三温度T_c3，以致于温度T_c3与硅熔体温度的温度差以及流经硅熔体100的热被视为落入图3中的成长区间224。在一些实施例中，T_c3可被设定为T_c和/或T_c2。值得注意的是，保持低温区域924具有固定的宽度和均匀冷却效果，产生厚度均匀的带材。在一些实施例中，低温区域910和宽低温区域914被“关闭”，其可发生于介于时间t₄与t₆之间的时间t₅，同时保持低温区域924被“开启”。因此，如图9D所示的情况下，由于在移除低温区域910、914之后自那些区域中的熔体表面传导的下方热流，位于保持低温区域924的左侧的任意晶体带材部份可接续加温和重新熔化。此导致宽带材部份916产生新前侧边缘926。在不同的实施例中，提供宽低温区域914和保持低温区域924提供于单一位置，使得一旦达到所需的宽度W₄，宽/保持低温区域适当地保持。

接下来，保持低温区域924适当地保持且拉取硅至右侧，以产生具有均匀厚度以及所需的宽度W₄的连续硅带材，直到达得到所需的长度或带材。带材可与保持低温区域924下游的硅熔体100分离。在分离之后，再处理带材。

本文描述的方法可以自动进行，例如，通过计算机可读取的一储存介质明确地实施能够被机器读取并执行的一指令程序。通常计算机就是此种机器的一范例。不限于范例列表中本领域具有通常知识的人皆了解的适当储存介质，例如一个可读或可写的光盘(CD)、闪存芯片(flash memory chip)(例如，拇指驱动器等)、各种不同的磁储存介质(magnetic storage media)和其他类似物。

本发明的范畴不限于本文所述的特定实施例。实际上，除本文所述的外，一般技术者根据前述说明及随附图式将显而易知本发明的其他各种实施例及对本发明的修改。因此，所述其他实施例及修改意欲落入本发明的范畴。此外，尽管本发明已在本文中、在针对特定目的的特定环境中、在特定实施例的情形中加以描述，但本领域的技术人员将了解其效用并不限于此，且本发明可在针对任何数目的目的的任何数目的环境中可有利地实施。因此，应根据如本文所述的本发明的延伸及精神来解释本发明的目标。

Claims (5)

1.一种自熔体形成第一材料的带材的方法，包括：

提供结晶种子于熔体中；

提供流经所述熔体的热q_y”，所述热q_y”超出所述熔体的结晶过程中溶质分离的组成不稳定区间的热；

设定邻近于所述熔体的表面的低温区域的温度T_c低于第一材料的熔化温度T_m，以致于流自所述熔体的表面的辐射热q”_{辐射-液态}大于所述热q_y”；以及

沿着一路径从所述低温区域拉起所述结晶种子，其中所述热q_y”沿着从所述熔体的底部至所述熔体的表面的方向引起温度梯度dT/dx，使得

$\frac{dT}{dx}>\frac{{\mathrm{mC}}_o(1-k)v}{kD}$

其中C_o为在所述熔体中的溶质浓度，D为在所述熔体中的溶质扩散速率，k为分离系数，m为液相线的斜率以及v为生长速率。

2.根据权利要求1所述的自熔体形成第一材料的带材的方法，其中所述第一材料为硅、硅合金和掺杂硅中的一个。

3.根据权利要求1所述的自熔体形成第一材料的带材的方法，其中所述结晶种子的发射率为0.6，而所述熔体的发射率为0.2。

4.根据权利要求1所述的自熔体形成第一材料的带材的方法，其中所述热q_y”为0.6W/cm²或0.6W/cm²以上。

5.根据权利要求1所述的自熔体形成第一材料的带材的方法，包括：

设定所述温度T_c大于50℃且低于所述熔化温度T_m；以及

设定所述熔体的底部的温度大于所述熔化温度T_m1℃至3℃之间。