掺锗直拉硅体单晶的生长
直拉硅单晶生长过程建模与控制研究综述
直拉硅单晶生长过程建模与控制研究综述摘要：本文主要针对直拉硅单晶生长过程进行分析，简述了直拉硅单晶生长过程的数学模型，进而分析了如何更好的控制直拉硅单晶生长的过程，针对其缺陷进行了探讨，提出了控制的方法。
关键词：直拉硅单晶，生长，控制前言在直拉硅单晶生长过程，我们必须要更好的控制每一个环节，更好的利用其原理和技术，当前，直拉硅单晶生长过程还需要我们更好的对其进行把握，采用控制方法来提高其质量。
1、单晶硅材料发展现状硅一直被视为半导体工业最重要的材料，微电子产业发展和硅单晶材料制造技术关系密切。
硅单晶制造技术有区熔法和直拉法，区熔硅单晶和直拉硅单晶二者在用途上存在差异。
直拉单晶硅主要用于制作集成电路的衬底材料。
直拉硅单晶质量和缺陷控制工程的发展带来了IC制造业的进步。
例如晶体纯度的提高解决了许多与过渡金属污染有关的问题沙数载流子寿命、金属沉积、堆垛层错等)。
今天硅单晶技术主要面临两个缺陷问题的挑战，其一来自原生的点缺陷、晶格空位和自间隙原子，另一方面是硅生长过程中采用石英不可避免引入的氧杂质造成的点缺陷。
进入ULSI时代以来，大直径硅单晶，显著的低生产成本优势，一直是硅材料研发的重点与热点。
300mm硅单晶抛光片在特征尺寸线宽小于0.13}m的IC器件工艺中得到了广泛应用。
但是生长直径300mm或大于300mm的直拉硅单晶主要面临的问题有流体动力学复杂性增强;点缺陷影响明显，消除氧化层错更加困难;每次拉晶投料大，实验周期长，能耗大，成本大大增加。
计算机模拟工作就显示出了节约成本的优势，减少实验拉晶次数。
相关模拟工作发现直拉硅单晶熔体中热对流以涡流为模型时，在中心熔体对流区涡流发生了从软到硬的变化，Yip-Wilox规律在粗子晶无位错技术中起指导作用，单晶的稳定生长可以发生在。
磁场的轴向零磁面位于熔体自由表面以下，并可实现晶体的无条纹。
晶体生长过程中影响微缺陷的因素有很多，包括热屏形状和位置、炉体内气体压力、气流速度、晶体的冷却速度和生长速度等。
直拉硅单晶生长工艺流程与原理
隔离阀室 （翻板阀 室）
炉盖
主炉室 控制柜 坩埚提升 旋转机构
单晶炉的主要组成部分
1、炉体（基座、炉室、炉盖、液压系统） 2、晶体升降及旋转机构 3、坩埚升降及旋转机构 4、氩气和真空系统 5、加热系统（加热电源、热场） 6、冷却系统 7、控制系统
炉体
炉体（炉体由基座、炉室、炉盖及液压系统组成） 1、基座配合水平调整和防震设施为晶体提供良好的生长环境； 2、主炉室是晶棒生长的地方；副炉室是晶棒冷却的地方； 3、通过炉盖观察窗（主视窗、CCD窗）监控晶体生长全过程； 4、液压系统控制炉室打开与复位。 炉体调试重点： 1、炉子达到密闭性要求、极限真空和漏率合格； 2、调整调平垫块使炉底板达到水平度要求； 3、拧紧地脚螺栓； 4、液压系统运行平稳，限位调整，定位销检查。
单晶炉底座及地基和震源的隔离
外界震源包含： 1、真空泵运行振动 （措施：真空泵下用弹簧座主动隔震真空泵远离炉子）
2、基础所处土壤表层振动
（措施：基础四周挖减震槽隔离） 3、基础所处土壤深层振动 （措施：1、混凝土基础座在实土层2、混凝土基础不宜过高）
二、直拉单晶炉的基本结构
晶体提升 旋转机构 副炉室
免挂边、气泡、搭桥等。。
需要考量的因素： 1、装料一般原则；
2、掺杂剂类型及掺杂方法。
抽空——检漏——调压
1、将单晶炉密闭后抽真空，并使用氩气冲洗2-3次，
最后抽极限真空，关闭所有阀门检测炉压上升速度，
判断炉子泄漏率。一般冷炉泄漏率小于3帕/10分钟，
热炉泄漏率小于1-3帕/10钟认为合格。
2、炉子泄漏率合格之后开启真空阀和氩气阀，设定氩
1、静态热场 熔硅后引晶时的温度分布，由加热器、保温系统、坩埚位置等因素决定 。 2、动态热场
单晶硅的生长方法
单晶硅的生长方法1. 直拉法呀，就像我们小时候搭积木一样，一点点把单晶硅拉起来。
你看，在一个高温的坩埚里，把多晶硅熔化，然后用一根细细的籽晶去慢慢往上提拉，哇，单晶硅就这么神奇地生长出来啦！就像盖高楼一样，一层一层的。
2. 区熔法呢，这可有意思了，就好比是在一个局部区域进行一场特殊的“培育”。
把一根多晶硅棒固定，然后用一个加热环在上面移动，加热的地方就熔化啦，慢慢移动过去，单晶硅不就长出来了嘛！是不是很神奇呀！3. 外延生长法，哎呀呀，就好像给单晶硅穿上一件新衣服一样。
在一个已经有单晶硅的衬底上，让气态的反应物沉积上去，形成新的单晶硅层，这就像给它装饰打扮一番呢！4. 气相沉积法，就如同是在空中“变魔术”，让那些气体中的硅原子乖乖地聚集在一起变成单晶硅。
比如把含硅的气体通入反应室，它们就会乖乖地在合适的地方沉积下来成为单晶硅啦，多奇妙呀！5. 分子束外延法，这可是个精细活儿呀，就像一个细心的工匠在雕琢一件艺术品。
通过精确控制分子束的流量和方向，让单晶硅完美地生长出来，厉害吧！6. 固相晶体生长法，这就像是在一个安静的角落默默努力的小伙伴。
在固体状态下，通过一些特殊的条件，让单晶硅悄悄地生长，给人一种很踏实的感觉呢！7. 助熔剂法，好比是有了一个好帮手一样。
加入助熔剂来帮助单晶硅生长，就像有人在旁边助力，让单晶硅长得更好更快呢！8. 水热法，哇哦，就如同在一个温暖的水中“孕育”着单晶硅。
在特定的温度和压力下，让单晶硅在水中生长，是不是很特别呀！9. 熔盐法，这就好像是在一个充满魔法的盐世界里让单晶硅现身。
利用熔盐作为介质，单晶硅就神奇地冒出来啦，真的好有趣呀！10. 等离子体增强化学气相沉积法，就像有一股神奇的力量在推动着单晶硅生长。
利用等离子体来增强反应，让单晶硅快快长大，太有意思啦！我觉得呀，这些单晶硅的生长方法都好神奇，各有各的独特之处，都为我们的科技发展做出了重要贡献呢！。
直拉硅单晶生长工艺流程注意事项
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直拉硅单晶生长的现状与发展
磁场直拉硅技术
硅单晶向大直径发展，投料量急剧增加．生长 6″ 、 8″ 、 12″ 、 16″ 硅单晶，相应的投料量应为 60 kg、150 kg、300 kg、 500 kg．大熔体严重的热对流，不但影响晶体质量，甚至会破坏单晶生长．热 对流驱动力的大小，可用无量纲 Raylieh 数表征 = 其中， 为熔体体膨胀系数， 为重力加速度，
2004 年 4 月 第 33 卷 第2期
河
北
工
业
大
学
学
报
April 2004 Vol.33 No.2
JOURNAL OF HEBEI UNIVERSITY OF TECHNOLOGY
文章 编号： 1007-2373 (2004) 02-0052-07
直拉硅单晶生长的现状与发展
徐岳生
（ 河北工 业大学 材 料学院 ，天津 300130 ）
大直径硅片中的空位型（
在大直径直拉硅单晶中（
） 缺陷
[11]
6″ ） , 最近发现了 3 种空洞型原生微缺陷
[12]
．依据其被检测出来的手段，
分别命名为：晶体原生颗粒缺陷 COPs（Crystal Originated Defects） ，激光散射缺陷 LSTDs（Laser Scattern Defects）[13] 和流动图形缺陷 FPDs（Flow Pattern Defects）[14]．该 3 种缺陷的尺寸，在 0.1 ~ 0.3 m 范围内 , 接近超大规模集成电路的设计线宽，这类原生缺陷严重影响亚微米级 DRAM 栅极氧化物的完整性．目 前 ULSI 栅极氧化物的厚度，已小到 10 nm 量级．如此薄的氧化层，要求承受很高的电场强度，完整性 就成为关键．因此，保持这个被称作晶体管“心脏”的栅极氧化物的完整性，已成为提高 ULSI 成品率、 电参数的关键．目前，对这 3 类缺陷的本质、形成机理及控制技术的研究已成为国内、外硅材料界的新 研究热点． COPs 缺陷是在 1 号液（SC1） (NH4OH H2O2 H2O = 1 1 5) 腐蚀后，由激光颗粒计数器观察到的； LSTDs 是由红外激光散射断层谱仪（LST）观察到的；FPDs 是在 Secco 择优腐蚀液腐蚀后用光学显微镜 观察到的．目前比较一致的看法是，他们都是由 {111} 面簇所围成的八面体空洞，所以称作空洞型缺
直拉单晶硅的制备掺杂
直拉单晶硅的制备硅、锗等单晶制备，就是要实现由多晶到单晶的转变，即原子由液相的随机排列直接转变为有序阵列；由不对称结构转变为对称结构。
但这种转变不是整体效应，而是通过固液界面的移动而逐渐完成的。
为实现上述转化过程，多晶硅就要经过由固态到熔融态，然后又由熔融态硅到固态晶体硅的转变。
这就是从熔体硅中生长单晶硅所遵循的途径。
从熔体中生长硅单晶的方法，目前应用最广泛的主要有两种：有坩埚直拉法和无坩埚悬浮区熔法。
在讨论这两种制备方法之前，还应讨论在制备单晶过程中必不可少的一些准备工序。
包括掺杂剂的选择、坩埚的选择、籽晶的制备等，分别介绍如下：一、掺杂在制备硅、锗单晶时，通常要加入一定数量杂质元素（即掺杂）。
加入的杂质元素决定了被掺杂半导体的导电类型、电阻率、少子寿命等电学性能。
掺杂元素的选择必须以掺杂过程方便为准，又能获得良好的电学性能和良好晶体完整性为前提。
1掺杂元素的选择（1）根据导电类型和电阻率的要求选择掺杂元素制备N型硅、锗单晶，必须选择Ⅴ族元素（如P、As、Sb、Bi）；制备P型硅、锗单晶必须选择Ⅲ族元素（如B、Al、Ga、In、Ti）。
杂质元素在硅、锗晶体中含量的多少决定了硅、锗单晶的电阻率。
电阻率不仅与杂质浓度有关，而且与载流子的迁移率有关。
当杂质浓度较大时，杂质对载流子的散射作用，可使载流子的迁移率大大降低，从而影响材料的导电能力。
考虑到以上因素，从理论上计算了电阻率与杂质浓度的关系曲线，如图9-5所示。
在生产工艺上按电阻率的高低分档。
掺杂有三档：轻掺杂（适用于大功率整流级单晶）、中掺杂（适用于晶体管级单晶）、重掺杂（适用于外延衬底级单晶）。
（2）根据杂质元素在硅、锗中溶解度选择掺杂元素各种杂质元素在硅、锗中溶解度相差颇大。
例如，采用大溶解度的杂质，可以达到重掺杂的目的，又不会使杂质元素在晶体中析出影响晶体性能。
下表列出了常用掺杂元素在硅、锗单晶生长时掺入量的极限，超过了极限量，单晶生长不能进行。
直拉法单晶硅的工艺流程
直拉法单晶硅的工艺流程
直拉法生长单晶硅的主要工艺流程为:准备→开炉→生长→停炉。
准备阶段先清洗和腐蚀多晶硅,去除表面的污物和氧化层,放人坩埚内。
K4T51163QG-HCE6再准备籽晶,籽晶作为晶核,必须挑选晶格完整性好的单晶,其晶向应与将要拉制的单晶锭的晶向一致,籽晶表面应无氧化层、无划伤。
最后将籽晶卡在拉杆卡具上。
开炉阶段是先开启真空设各将单晶生长室的真空度抽吸至高真空,一般在102Pa以上,通入惰性气体(如氩)及所需的掺杂气体,至一定真空度。
然后,打开加热器升温,同时打开水冷装置,通入冷却循环水。
硅的熔点是1417℃,待多晶硅完全熔融,坩埚温度升至约14⒛℃。
生长过程可分解为5个步骤:引晶→缩颈→放肩→等径生长→收尾。
引晶又称为下种,是将籽晶与熔体很好地接触。
缩颈是在籽晶与生长的单晶锭之问先收缩出晶颈,晶颈最细部分直径只有2~3mm。
放肩是将晶颈放大至所拉制晶锭的直径尺寸,再等径生长硅锭.直至耗尽坩埚内的熔体硅。
最后收尾结束单晶生长。
晶体生长中,控制拉杆提拉速度和转速、坩埚温度及坩埚反向转速是很重要的,硅锭的直径和生长速度与上述囚素有关。
在坩埚温度、坩埚反向转速一定时,主要通过控制拉杆提拉速度来控制硅锭的生长。
即籽晶熔接好后先快速提拉进行缩颈,再渐渐放慢提拉度进行放肩至所需直径,最后等速拉出等径硅锭。
直拉法硅单晶生长中断棱与掉苞问题的探讨
直拉法硅单晶生长中断棱与掉苞问题的探讨摘要：直拉法是硅单晶生长的一种重要方法，但在生长过程中常常会出现中断棱和掉苞等问题，影响了单晶的质量和产量。
本文首先介绍了直拉法的基本原理和生长过程，然后分析了中断棱和掉苞的成因和对单晶生长的影响，最后提出了解决这些问题的方法和建议。
关键词：直拉法；硅单晶生长；中断棱；掉苞；解决方法一、引言硅单晶是半导体工业中最重要的材料之一，广泛应用于集成电路、太阳能电池、LED等领域。
直拉法是硅单晶生长的一种重要方法，具有生长速度快、单晶质量高等优点。
但在实际生产中，常常会出现中断棱和掉苞等问题，影响了单晶的质量和产量。
本文将对这些问题进行探讨，并提出解决方法和建议。
二、直拉法硅单晶生长的基本原理和过程直拉法是一种通过拉伸单晶生长的方法，其基本原理是在熔池中加入硅材料，通过加热和拉伸的方式使硅单晶逐渐生长。
具体过程如下：首先，在石英坩埚中加入硅材料，加热至熔点以上，形成熔池。
然后，将熔池温度控制在适宜的温度范围内，并在熔池表面形成一层稳定的硅晶体。
接着，通过拉伸晶棒的方式，使硅晶体从熔池中逐渐生长。
最后，通过调节拉伸速度和温度等参数，控制单晶的生长速度和质量。
三、中断棱和掉苞的成因和影响中断棱和掉苞是直拉法生长中常见的问题，其成因主要有以下几个方面：1. 晶棒质量不良：晶棒表面不平整、有气泡、夹杂物等缺陷，会导致晶体生长不稳定。
2. 拉伸速度过快：拉伸速度过快会导致晶体生长不稳定，容易出现中断棱和掉苞等问题。
3. 温度不均匀：熔池温度不均匀会影响晶体生长的稳定性，容易出现中断棱和掉苞等问题。
这些问题会对单晶生长产生严重影响，主要表现在以下几个方面： 1. 单晶质量下降：中断棱和掉苞等问题会导致单晶表面不平整、晶界不清晰等质量问题。
2. 产量下降：中断棱和掉苞等问题会使单晶生长的过程不稳定，导致产量下降。
3. 成本增加：为了解决中断棱和掉苞等问题，需要增加人力和物力投入，增加生产成本。
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掺锗直拉硅体单晶的生长Ξ张维连 赵红生 陈洪建 孙军生 张恩怀(河北工业大学材料学院半导体材料研究所,天津,300130)2002203212收稿,2002205223收改稿摘要:为了控制锗在硅中的分凝和分布的均匀性,抑制熔体中因重力场引起的无规律热对流和质量对流,文中设计制造了一种新型的环型永磁场直拉炉(P M CZ 法),生长了掺锗量0.1～5.0%(Ge ∶Si 重量比)、 65mm 和 52mm 的硅锗体单晶,拉速一般控制在0.2～0.5mm 分。
当磁场强度较高时,熔体中由于重力场引起的热对流和质量对流在一定程度上被抑制,类似于空间微重力环境生长晶体的条件,晶体中锗和氧杂质分布均匀性的问题得到了较好地控制。
文中利用扫描电子显微镜(SE M )能谱分析和二次离子质谱(S I M S )等方法观测了P M CZ 法生长的掺锗Si 单晶中锗的分布状况。
发现用P M CZ 法生长的锗硅晶体比常规CZ 法生长的晶体杂质均匀性要好些。
同时发现,由于晶体生长速率很低,使得掺锗硅中产生了大量的过饱和氧的微沉淀。
这些微沉淀经过1250°C 热处理后会溶解消失。
在晶体尾部,由于锗在硅中的分凝系数小于1,使得锗在熔体中高度富集,产生了“组份过冷现象”,出现了枝状结晶生长。
关键词:锗硅单晶;永磁场;直拉法;对流中图分类号:TN 305.2 文献标识码:A 文章编号:100023819(2004)022253205Bulk Si ngle Crystal Growth of Silicon -German iu mZHAN G W eilian ZHAO Hongsheng CH EN Hongjian SU N Jun sheng ZHAN G Enhuai(H ebei U n iversity of T echnology S e m icond uctor M a teria l Institu te ,T ianj in ,300130,CH N )Abstract :Si single crystals of dop ing Ge up to 0.1～5.0w t %w ere grow n u sing ring p er 2m anen t m agnetic Czoch ralsk i techno logy (PM CZ m ethod ).T he diam eter of crystal is 65mm and 52mm .In o rder to con tro l hom ogeneity of Ge distribu ti on in Si ,the crystal grow th rate w as low ed to less than 0.5mm m in .D istribu ti on of Ge in crystal w as ob served by SE M and S I M S .T he resu lts indicate that the hom ogeneity of Ge distribu ti on w as i m p roved w ith m agnet 2ic field than w ithou t a m agnetic field ,becau se therm al convecti on w as inh ib ited to a certain ex 2ten t by m agnetic .W e also ob served oxygen m icro 2p reci p itati on in the SiGe crystal.T he p he 2nom enon is differen t from that CZSiw ithou t dop ed Ge resu lted from a larger grow th rate of 1～1.5～2.0mm m in and coo ling rate fo r the CZSiw ithou t dop ed Ge .P resen ted is the crystalliza 2ti on of b ranch typ e in the tail of crystal ow ing to a very h igh concen trati on of Ge in Si m elt leading to the con stitu ti onal sup er 2coo ling .Key words :Ge -Si crysta l ;per manen t magnetic f ield ;Czochra lsk i m ethod (Cz );convec -tionEEACC :2550B 第24卷 第2期 2004年5月固体电子学研究与进展R ESEA RCH &PRO GR ESS O F SSEV o l .24,N o.2M ay,2004Ξ()()1 引 言开发新型功能材料与器件以满足科学技术发展的不断需求,始终是材料科学的重要任务之一。
新型光电器件和微电子器件需求的不断增加是引起人们对Ge12x Si x合金晶体材料感兴趣的原因之一。
由于锗硅合金晶体的禁带宽度随晶体中锗含量的不同而变化,所以使它在带隙工程(B and gap engineering)和晶格参数工程(L attice p aram eter engineering)领域更具有重要意义[1]。
目前使用Ge12x Si x合金晶体制作的用于军事领域和空间领域的特种光电器件、作为光子探测器(p ho to2 detecto r)和X射线及中子探测用的单色仪和单色光镜、高效太阳电池、晶格匹配衬底(lattice2 m atched sub strate)材料都已进入了实质性开发阶段[2]。
硅锗单晶体另一最广泛的用途是热电转换材料,已成功地应用于深空间领域探测(deep sp ace p robe)的功率发生器方面[1～3]。
在晶体生长过程中,掺杂剂在晶体中的分布形式、分布均匀性都与器件质量密切相关,而掺杂剂在晶体中的分布形式、分布均匀性又与熔体中的热对流和质量对流直接有关,只要有重力场,熔体中就必然会出现热对流和质量对流。
因此,为了制备出高质量晶体,人们在空间微重力环境下做了许多实验,取得了较好的结果。
同时,人们在地面上也试图创建一些条件来模拟空间微重力环境,进行晶体生长和提纯工作,如超声聚能悬浮提纯,强磁场抵抗重力的磁悬浮技术等。
在晶体生长过程中,对熔体施加一定强度的磁场,可在一定程度上抑制热对流[4],提高晶体质量。
这是目前人们普遍采用的方法之一,即M CZ法。
笔者设计制造了一种永磁环型磁场炉,磁力线的分布与CU SP磁场类似,但也有明显不同。
在这种磁场炉中生长了掺锗单晶硅(PM CZ法)。
采用不同的磁场强度(0.05T,0.08T,0.1T)进行了掺Ge硅单晶的生长实验,观察了磁场对锗的分布均匀性的影响和掺锗直拉硅中杂质氧沉淀的形态。
并对实验结果进行了简要的分析和讨论。
2 实验方法掺锗硅单晶的生长是在自制的永磁场直拉单晶炉中进行的。
晶体生长方向为〈100〉方向,籽晶使用掺锗浓度约为1019c m-3的锗硅单晶切制而成。
生长晶体直径为 65mm和 52mm。
采用高纯氩气氛拉晶,炉内压力控制为0.5～1.0大气压,氩气流动采用尾气管排放方式,约1～1.5liter h。
晶转20～30转 m in,埚转5转 m in与晶转反向。
掺锗浓度(锗硅重量比)为0.1%、0.5%和5.0%。
实验中,晶体生长分别在磁场强度为0.05T、0.08T、0. 1T的条件下进行。
然后,将生长后的晶体从头部(凝固分数m=15%)开始,每10mm长切取一个样片,到尾部(m=80%)处共取20个样品(每个样品厚度0.6mm),经过研磨和化学机械抛光成镜面,用扫描电镜(SE M)结合能谱分析和二次离子质谱(S I M S)及化学腐蚀2金相显微镜法等手段对样品进行分析研究。
晶体生长时,为了控制位错产生,引颈开始先缩一段细颈,然后缓慢放肩到所需直径再转肩等径,并降低拉速,以保证生长出的晶体绝大部分为无位错生长。
为了控制Ge在Si中的纵向分布均匀性,晶体提拉速度缩细颈时采用0.6mm m in,放肩时采用0.2～0.4mm m in,以避免晶体周边出现枝状生长。
开始等径时拉速控制在0.5mm m in 左右,随着晶体生长长度的增加,再逐渐降低拉速,到尾部为0.2mm m in左右。
3 实验结果和讨论从理论上看,晶体的不完整性与杂质分凝有直接关系[5]。
它意味着晶体的组分不同于与其共存的熔体或液体。
为了生长出完整的晶体,杂质的分凝系数应当均匀。
由熔体生长晶体的杂质有效分凝系数可表示为:K e=k0 [k0+(1-k0)exp(2f∆ D)],式中k0为固液界面处的分凝系数,f为晶体生长速率,D为杂质在熔体中的扩散系数,∆为熔体中扩散边界层厚度。
在空间生长晶体时,由于重力降低到地球表面重力的10-3～10-6,属于微重力环境,现有的空间实验资料表明,晶体的宏观均匀性得到了改善[5]。
因为,重力作为流体中对流的驱动力,导致熔体因温度和组分的不均匀而产生密度差,使静止状态的流体发生对流,出现热量输运和质量输运,产生相分离。
质量输运通过对流和扩散进行,而热量传递452固 体 电 子 学 研 究 与 进 展24卷 则通过对流传导和辐射进行。
在空间微重力环境下生长晶体,扩散将支配质量输运过程,重力驱动的自然对流大大减弱或消除,流体的净压力梯度趋于零,流体中的分层现象消失。
此时,固液界面处熔体侧的边界层厚度∆趋于无限大,∆→∞,故有K e→1[5]。
采用本工作设计的环型磁场(见图1,示意图),由于磁场的作用,流体中的热对流减弱,杂质的运动从受热对流控制为主变成以扩散运动为主。
Y.C.W on等使用CU SP磁场[4],当熔体底部磁场强度B=0.1T,熔体自由表面磁场强度B= 0.05T时,R ayleigh数R a=105,哈德曼数H a= 161,晶体中的杂质氧平均浓度大大降低(比无磁场拉晶的晶体低约一个数量级)且均匀性也变好。
他们的实验也证明,没有磁场时,晶体下面固液处熔体中存在着较强的涡流,坩埚2熔体界面处有较弱的涡流。
使用CU SP磁场时,由于坩埚2熔体界面处磁场强度较高,抑制了涡流的产生,晶体下面固液处熔体中仅存在着较弱的涡流,流体运动速度受到了抑制,表观上看相于熔体的运动黏度增大,瑞利数变小了。
奚日生等[6]估算了重力驱动的体对流消失(无重力对流)所需的微重力水平:瑞利数N=Θ・g・Β・h4 Λ・Ρ.(d h d T),当N<n时不发生重力驱动的对流,则有:g<[n・Λ・Ρ.(d h d T] Θ・g0・Β・h4]・g0,式中g为重力加速度,g0为地面标准重力加速度,Λ为熔体粘滞系数,Ρ为熔体热导率,Θ为熔体密度,Β为熔体势膨胀系数,h为熔体深度,n= 1707.8。