单晶炉工艺问题.docx

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单晶炉工艺问题

基础知识硅材料

硅重要的半导体材料，化学元素符号Si，电子工业上利用的硅应具有高纯度和优良的电学和机械等性能。

硅是产量最大、应用最广的半导体材料，它的产量和用量标志着一个国家的电子工业水平。

  在研究和生产中，硅材料与硅器件彼此增进。

在第二次世界大战中，开始用硅制作雷达的高频晶体检波器。

所用的硅纯度很低又非单晶体。

1950年制出第一只硅晶体管，提高了人们制备优质硅单晶的爱好。

1952年用直拉法（CZ）培育硅单晶成功。

1953年又研究出无坩埚区域熔化法（FZ），既可进行物理提纯又能拉制单晶。

1955年开始采纳锌还原四氯化硅法生产纯硅，但不能知足制造晶体管的要求。

1956年研究成功氢还原三氯氢硅法。

对硅中微量杂质又通过一段时刻的探讨后，氢还原三氯氢硅法成为一种要紧的方式。

到1960年，用这种方式进行工业生产已具规模。

硅整流器与硅闸流管的问世促使硅材料的生产一跃而居半导体材料的首位。

60年代硅外延生长单晶技术和硅平面工艺的显现，不但使硅晶体管制造技术趋于成熟，而且促使集成电路迅速进展。

80年代初全世界多晶硅产量已达2500吨。

硅仍是有前途的太阳电池材料之一。

用多晶硅制造太阳电池的技术已经成熟；无定形非晶硅膜的研究进展迅速；非晶硅太阳电池开始进入市场。

化学成份硅是元素半导体。

电活性杂质磷和硼在合格半导体和多晶硅中应别离低于和。

拉制单晶时要掺入必然量的电活性杂质，以取得所要求的导电类型和电阻率。

重金属铜、金、铁等和非金属碳都是极有害的杂质，它们的存在会使PN结性能变坏。

硅中碳含量较高，低于1ppm者能够为是低碳单晶。

碳含量超过3ppm时其有害作用已较显著。

硅中氧含量甚高。

氧的存在有利也有害。

直拉硅单晶氧含量在5～40ppm范围内；区熔硅单晶氧含量可低于1ppm。

 硅的性质硅具有优良的半导体电学性质。

禁带宽度适中，为电子伏。

载流子迁移率较高，电子迁移率为1350厘米□/伏□秒，空穴迁移率为480厘米□/伏□秒。

本征电阻率在室温（300K）下高达×10□欧□厘米,搀杂后电阻率可操纵在10□～10□欧□厘米的宽广范围内，能知足制造各类器件的需要。

硅单晶的非平稳少数载流子寿命较长,在几十微秒至1毫秒之间。

热导率较大。

化学性质稳固，又易于形成稳固的热氧化膜。

在平面型硅器件制造中能够用氧化膜实现PN结表面钝化和爱惜，还能够形成金属-氧化物-半导体结构,制造MOS场效应晶体管和集成电路。

上述性质使PN结具有良好特性，使硅器件具有耐高压、反向漏电流小、效率高、利用寿命长、靠得住性好、热传导好，并能在200□高温下运行等优势。

硅单晶的要紧技术参数硅单晶要紧技术参数有导电类型、电阻率与均匀度、非平稳载流子寿命、晶向与晶向偏离度、晶体缺点等。

导电类型：

导电类型由掺入的施主或受主杂质决定。

P型单晶多掺硼，N型单晶多掺磷,外延片衬底用N型单晶掺锑或砷。

电阻率与均匀度拉制单晶时掺入必然杂质以操纵单晶的电阻率。

由于杂质散布不匀，电阻率也不均匀。

电阻率均匀性包括纵向电阻率均匀度、断面电阻率均匀度和微区电阻率均匀度。

它直接阻碍器件参数的一致性和成品率。

 非平稳载流子寿命光照或电注入产生的附加电子和空穴瞬即复合而消失，它们平均存在的时刻称为非平稳载流子的寿命。

非平稳载流子寿命同器件放大倍数、反向电流和开关特性等均有关系。

寿命值又间接地反映硅单晶的纯度，存在重金属杂质会使寿命值大大降低。

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晶向与晶向偏离度经常使用的单晶晶向多为（111）和（100）（见图硅片导电类型和晶向标准）。

晶体的轴与晶体方向不吻合时，其偏离的角度称为晶向偏离度。

 晶体缺点生产电子器件用的硅单晶除对位错密度有必然限制外，不许诺有小角度晶界、位错排、星形结构等缺点存在。

位错密度低于200/厘米□者称为无位错单晶，无位错硅单晶占产量的大多数。

在无位错硅单晶中还存在杂质原子、空位团、自间隙原子团、氧碳或其他杂质的沉淀物等微缺点。

微缺点集合成圈状或螺旋状者称为旋涡缺点。

热加工进程中，硅单晶微缺点间的彼此作用及转变直接阻碍集成电路的成败。

 类型和应用硅单晶按拉制方式不同分为无坩埚区熔（FZ）单晶与有坩埚直拉（CZ）单晶。

区熔单晶不受坩埚污染，纯度较高，适于生产电阻率高于20欧□厘米的N型硅单晶（包括中子嬗变搀杂单晶）和高阻P型硅单晶。

由于含氧量低，区熔单晶机械强度较差。

大量区熔单晶用于制造高压整流器、晶体闸流管、高压晶体管等器件。

直接法易于取得大直径单晶，但纯度低于区熔单晶，适于生产20欧□厘米以下的硅单晶。

由于含氧量高,直拉单晶机械强度较好。

大量直拉单晶用于制造MOS集成电路、大功率晶体管等器件。

外延片衬底单晶也用直拉法生产。

硅单晶商品多制成抛光片，但对FZ单晶片与CZ单晶片须加以区别。

外延片是在硅单晶片衬底（或尖晶石、蓝宝石等绝缘衬底）上外延生长硅单晶薄层而制成，大量用于制造双极型集成电路、高频晶体管、小功率晶体管等器件。

 展望硅是地壳上最丰硕的元素半导体,性质优越而工艺技术比较成熟,已成为固态电子器件的要紧原料。

为适应超大规模集成电路的需要,高完整性高均匀度（尤其是氧的散布）的硅单晶制备技术正在进展。

尽管在超速集成电路方面砷化镓材料表现出庞大的优越性，但尚不可能全面取代硅的地位。

硅材料在各类晶体三极管、尤其是功率器件制造方面仍是最要紧的材料。

无定形硅可能成为同单晶硅并列的重要硅材料。

无定形硅和多晶硅太阳电池的成功将使硅材料的消耗量急剧增加。

国内石英坩埚现状

   国内石英坩埚厂家有：

锦州圣戈班、荆州菲利华、扬州华尔、宁波宝斯达、余姚通达、杭州大和等，这是几家在市场比较流通的厂家，其他小厂就不说了。

另外美国ge已经在无锡设厂开始生产。

那个地址面厂家为真空坩埚的有：

锦州圣戈班、荆州菲利华、扬州华尔,他们的工艺采纳和美国GE相同的工艺，即真空熔融法。

另外几家采纳的是涂层法，即在坩埚内壁用精细石英砂喷涂到坩埚表面大约1~2mm左右，另外宁波宝斯达还有一种涂钡锅，即采纳GE冷涂法，但其只是GE的皮毛，可应用到太阳能单晶用坩埚上。

个人比较偏向于真空法，因为国内涂层用的漏斗是不能将石英砂精准的克的，故涂的不均匀，这就会造成在单晶生长进程中内壁脱落致使单晶生长失败。

全世界所用的石英砂只有美国一家即尤尼明，但近两年挪威料开始进入市场，但国内只有1家在应用，而且06年昱辉用其坩埚造成了专门大损失！

石英坩埚在单晶生长中的重要性

    石英坩埚可说是最重要的hotzone元件之一，它不仅能阻碍长晶的良率，也会阻碍品质。

最初期的石英坩埚是全数的透明的结构，这种透明的结构却容易引发致使不均匀的热传输条件，增加晶棒生长的困难度。

现代的石英坩埚那么存在二种结构，外侧是一层具有高气泡密度的区域，称为气泡复合层，内侧那么是一层3~5mm的透明层，称之为气泡空乏层。

气泡复合层的目的是在与均匀的辐射有加热器所提供的辐射热源。

气泡空乏层的目的在于籍着降低与溶液接触区域的气泡密度，而改善单晶生长的成功率及晶棒品质。

   石英坩埚本身是非晶质的介态能，在适当的条件下他会发生相变化而形成稳定的白矽石结晶态，这种过程一般称之为《无光泽化devitrification》,白矽石结晶态的形成包括成核与成长二个阶段，成核通常发生在石英坩埚壁上的结构缺陷或杂质（特别是一些碱性金属或重金属）。

初期的白矽石结晶为球状，进一步的成长则是沿着坩埚壁成树枝状往侧向发展，这是因为石英坩埚与溶液的反应时的垂直方向的成长受到抑制之故。

在白矽石结晶与非晶质石英坩埚壁之间通常夹杂着一层矽溶液，而在白矽石结晶的边缘，通常覆盖着棕色的sio气泡。

这层渗透入石英坩埚壁的溶液，随着时间的增加，可能使得白矽石结晶整个剥落。

这些剥落的白矽石颗粒，随着流动而飘动在溶液中。

大部分的颗粒，在一定时间之后即可完全溶解于溶液内。

然而仍有些几率，部分较大的颗粒在未完全溶解之前，即撞倒晶棒的表面，而导致位错的产生。

在一个非常凹状的生长界面的边缘区域，对于这种有颗粒引起的位错现象，显得特别敏感。

微小的颗粒如果碰到生长界面的中心区域，仍有可能不会产生位错。

   生长中的晶棒受到白矽石颗粒碰撞，而产生位错的机率随着每单位时间由石英坩埚壁所释出的颗粒数目及大小之增加而增加。

也就是说，产生位错的机率随着石英坩埚的使用时间及温度增加而增加。

因此石英坩埚的使用总是有着时间的限制，超过一定的时间，过多的白矽石颗粒将从石英坩埚壁释放出来，使得零位错的生长而终止。

这种石英坩埚使用寿命的限制，是生长更大尺寸晶棒及ccz（多次加料）晶棒生长的一大阻碍。

   近来有人发现，只要在石英坩埚壁上涂一层可以促进devitrification的物质，既可大幅度的增加石英坩埚的使用寿命及长晶良率。

这种可以促进devitrification的物质，一般用含有钡离子的化合物。

这是因为钡在矽中的平衡偏析系数非常小，使得他在矽晶棒中的浓度小于cm3，因而不会影响到晶圆的品质。

通常的做法是将石英坩埚壁涂上一层含有结晶水的氢氧化钡（Ba（OH））,这层氢氧化钡会与空气中的二氧化碳反应形成碳酸钡。

而当这种石英坩埚在单晶炉上被加热时，碳酸钡会分解形成氧化钡，随着氧化钡与石英坩埚反应形成矽酸钡（BaSiO3）。

由于矽酸钡的存在，使得石英坩埚壁上形成一层致密微小的白矽石结晶。

这种微小的白矽石结晶很难被溶液渗入而剥落，即使剥落也很快被溶液溶解掉，，因此可以大幅度的改善石英坩埚的使用寿命及长晶良率。

另外在石英坩埚外壁形成一层白矽石结晶的好处，是它可以增加石英坩埚的强度，减少高温软化现象。

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CZ生长原理及工艺流程

CZ法的大体原理，多晶体硅料经加热熔化，待温度适合后，通过将籽晶浸入、熔接、引晶、放肩、转肩、等径、扫尾等步骤，完成一根单晶锭的拉制。

炉内的传热、传质、流体力学、化学反映等进程都直接阻碍到单晶的生长与生长成的单晶的质量，拉晶进程中可直接操纵的参数有温度场、籽晶的晶向、坩埚和生长成的单晶的旋转与起落速度，炉内爱惜气体的种类、流向、流速、压力等。

CZ法生长的具体工艺进程包括装料与熔料、熔接、细颈、放肩、转肩、等径生长和扫尾如此几个时期。

  1．装料、熔料

  装料、熔料时期是CZ生长进程的第一个时期，这一时期看起来似乎很简单，可是这一时期操作

正确与否往往关系到生长进程的成败。

大多数造成重大损失的事故（如坩埚破裂）都发生在或起源于这一·时期。

  2．籽晶与熔硅的熔接

  当硅料全数熔化后，调整加热功率以操纵熔体的温度。

一样情形下，有两个传感器别离监测熔体表面和加热器保温罩石墨圆筒的温度，在热场和拉晶工艺改变不大的情形下，上一炉的温度读数可作为参考来设定引晶温度。

按工艺要求调整气体的流量、压力、坩埚位置、晶转、埚转。

硅料全数熔化后熔体必需有必然的稳固时刻达到熔体温度和熔体的流动的稳固。

装料量越大，那么所需时刻越长。

待熔体稳固后，降下籽晶至离液面3～5mm距离，使粒晶预热，以减少籽经与熔硅的温度差，从而减少籽晶与熔硅接触时在籽晶中产生的热应力。

预热后，下降籽晶至熔体的表面，让它们充分接触，这一进程称为熔接。

在熔接进程中要注意观看所发生的现象来判定熔硅表面的温度是不是适合，在适合的温度下，熔接后在界面处会慢慢产生由固液气三相交接处的弯月面所致使的光环（通常称为“光圈”），并慢慢由光环的一部份变成完整的圆形光环，温度太高会使籽晶熔断，温度太低，将可不能显现弯月面光环，乃至长出多晶。

熟练的操作人员，能依照弯月面光环的宽度及敞亮程度来判定熔体的温度是不是适合。

  3．引细颈

  尽管籽晶都是采纳无位错硅单晶制备的[16～19]，可是当籽晶插入熔体时，由于受到籽晶与熔硅的温度差所造成的热应力和表面张力的作用会产生位错。

因此，在熔接以后应用引细颈工艺，即Dash技术，能够使位错消失，成立起无位错生长状态。

  Dash的无位错生长技术的原理见7．2节。

金刚石结构的硅单晶中位错的滑移面为{111}面。

当以[l00]、[lll]和[ll0]晶向生长时，滑移面与生长轴的最小夹角别离为36．16°、l9．28°和0°。

位错沿滑移面延伸和产生滑移，因此位错要延伸、滑移至晶体表面而消失，以[100]晶向生长最容易，以[111]晶向生长次之，以[ll0]晶向生长情形假设只存在延伸效应那么位错会贯穿整根晶体。

细颈工艺通常采纳高拉速将晶体直径缩小到大约3mm。

在这种条件下，冷却进程中热应力很小，可不能产生新的位错。

因此，细颈的最小长度L与直径D的关系可由下式表示：

式中，θ为滑移面与生长轴的最小夹角。

高拉速可形成过饱和点缺点。

在这种条件下，即便[ll0]晶向生长位错也通过攀移传播到晶体表面。

实践发觉，重掺锑晶体细颈粗而短就能够够排除位错，可能是通过攀移机制实现的。

在籽晶能经受晶锭重量的前提下，细颈应尽可能细长，一样直径之比应达到1：

10。

  4．放肩

  引细颈时期完成后必需将直径放大到目标直径，当细颈生长至足够长度，而且达到必然的提拉速度，即可降低拉速进行放肩。

目前的拉晶工艺几乎都采纳平放肩工艺，即肩部夹角接近180°，这种方式降低了晶锭头部的原料损失。

  5．转肩

  晶体生长从直径放大时期转到等径生长时期时，需要进行转肩，当放肩直径接近预定目标时，提高拉速，晶体慢慢进入等径生长。

为维持液面位置不变，转肩时或转肩后应开始启动埚升，一样以适当的埚升并使之随晶升转变。

放肩时，直径增大专门快，几乎不显现弯月面光环，转肩进程中，弯月面光环渐渐显现，宽度增大，亮度变大，拉晶操作人员应能依照弯月面光环的宽度和亮度，准确地判定直径的转变，并及时调整拉速，保证转肩滑腻，晶体直径均匀并达到目标值。

从原理上说也能够采纳升高熔体的温度来实现转肩，但升温会增强熔体中的热对流，降低熔体的稳固性，容易显现位错（断苞），因此，目前的工艺都采取提高拉速的快转肩工艺。

6．等径生长

  当晶体大体实现等径生长并达到目标直径时，就可实行直径的自动操纵。

在等径生长时期，不仅要操纵好晶体的直径，更为重要的是维持晶体的无位错生长。

晶体内老是存在着热应力，实践说明，晶体在生长进程中等温面不可能维持绝对的平面，而只要等温面不是平面就存在着径向温度梯度，形成热应力，晶体中轴向温度散布往往具有指数函数的形式，因此也必然会产生热应力。

当这些热应力超过了硅的临界应力时晶体中将产生位错。

由轴向温度梯度引发的位错密度ND能够用下式表示[41]：

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式中，β是硅的热胀系数（在500～850℃温度范围内约为

），b是柏格斯矢量的绝对

值，G是切变模量，σC是硅的临界应力，r是晶体半径。

从式（4．28）可知，轴向温度梯度不引发位错的条件是

径向温度梯度引发的位错密度由下式表示

式中l是晶体长度。

从式（4．30）可知，径向温度梯度不引发位错的条件是

因此，必需操纵径向温度梯度和轴向温度梯度不能过大，使热应力不超过硅的临界应力，知足如此的条件才能维持无位错生长。

另一方面，多晶中夹杂的难熔固体颗粒、炉尘（坩埚中的熔体中的SiO挥发后，在炉膛气氛中冷却，混结成的颗粒）、坩埚起皮后的脱落物等，当它们运动至生长界面处都会引发位错的产生（常常称为断苞），其缘故一是作为非均匀成核的结晶核，一是成为位错源。

调整热场的结构和坩埚在热场中的初始位置，能够改变晶体中的温度梯度。

调剂爱惜气体的流量、压力，调整气体的流向，能够带走挥发物SiO和有害杂质CO气体，避免炉尘掉落，有利于无位错单晶的生长，同时也有改变晶体中的温度梯度的作用。

  无位错状态的判定因晶体的晶向而异，一样可通过晶锭外侧面上的生长条纹（通常称为苞丝）、小平面（通常称为扁棱和棱线）来判定。

<111>生长时，在放肩时期有六条棱线显现，三条主棱线、三条副棱线、等晶时期晶锭上有苞丝和三个扁棱，因生长界面上小平面的显现而使弯月面光环上有明显的直线段部份。

生长晶向对准时，三个小平面应大小相等，彼其间成l20°夹角。

但实际生长时往往由于生长方向的偏离，造成小平面有大有小，有的乃至消失。

<100>方向生长时，有四条棱线，没有苞丝。

无位错生长时，在整根晶体上四条棱线应持续，只要有一条棱线消失或显现不持续，说明显现了位错（断苞）。

  显现位错后的处置视情形不同处置方式也不同，当晶锭长度不长时，应进行回熔，然后从头拉晶；当晶锭超过必然的长度，而坩埚中还有很多熔料时，可将晶锭提起，冷却后掏出，然后再拉出下一根晶锭；当坩埚中的熔体所剩不多时，或将晶体提起，或继续拉下去，断苞部份作为回炉料。

拉晶人员应调整拉晶工艺参数，尽可能幸免显现位错。

  那个地址所提到的“苞丝”实质上是旋转性表面条纹。

在4．2．5节中咱们已经讨论了在晶体转轴与温度场对称轴不一致的条件下，晶体旋转所产生的轴向（沿提拉方向）的生长速度起伏和由此而产生的旋转性杂质条纹。

此刻咱们再来讨论在一样的条件下，晶体的径向（垂直于提拉方向）生长速度起伏所产生的结果。

  在近似地认为固液界面上任意一点包括固液界面边缘上任意一点的温度都等于硅的凝固点温度的前提（也就是说认为界面的过冷度等于零，即不考虑生长动力学效应的影响）下，由图4．12可以看出，晶体旋转时晶体柱面与熔体液面的交点（即固液界面边缘上的一点）A点距轴O’一O’的距离是变化着的。

晶体旋转一周，半径的变化为2d，故晶体的半径随时间的变化可表示为

于是径向生长速率起伏为

如果径向温度梯度为G、晶体旋转一周的温度变化为△T，则

代入（4．10）式，于是有

在晶体生长的等径阶段，径向生长速率的平均值为零。

由于晶体转轴与温度场对称轴不一致，因而产生了径向生长速率的起伏。

径向生长速率的起伏导致在该条件下生长的晶体的表面出现了细牙螺纹。

螺纹的螺距为每旋转一周固液界面边缘在液面方向的位移，如式（4．8）所示。

螺纹的深度为2d，即O一O轴与O’一O’轴间垂直距离的两倍，见图4—10。

晶体表面的这种细牙螺纹就是旋转性表面条纹。

  晶体转轴与温度场对称轴不一致，晶体旋转时引起了生长速率的起伏，因而在晶体内引起了溶质浓度的起伏，这就是旋转性杂质条纹；同样原因引起的生长速率起伏，在晶体表面所引起的直径变化是旋转性表面条纹。

故旋转性杂质条纹和旋转性表面条纹都是同一原因引起的。

  除了上述的旋转性生长条纹以外，由于固液界面温度的随机性的起伏，引起生长速率的起伏，也会产生表面条纹。

实际硅单晶无位错生长时所观察到的“苞丝”包括了这两种表面条纹。

  以上关于表面生长条纹产生机制的讨论是在固液界面温度等于凝固点的近似假设条件下进行的，考虑到生长动力学效应界面温度有一定的过冷度，且与生长机制有关，因此<111>晶向生长的无位错硅单晶的生长过程中单晶表面可以看到明显的表面条纹（常被称为“苞丝”），而一旦出现位错后就会消失，在<111>以外的晶向生长的无位错硅单晶生长时也看不到这样的现象。

  7．收尾

  收尾的作用是防止位错反延。

在拉晶过程中，当无位错生长状态中断或拉晶完成而使晶体突然脱离液面时，已经生长的无位错晶体受到热冲击，其热应力往往超过硅的临界应力。

这时会产生位错，并将反延至其温度尚处于范性形变最低温度的晶体中去（图4．20），形成位错排，星形结构。

  一样来讲，位错反延的距离大约等于生长界面的直径。

因此，在拉晶终止时，应慢慢缩小晶体的直径直至最后缩小成为一点，这一进程称为扫尾。

扫尾可通过提高拉速，也可通过升高温度的方式来实现，更多的是将两种方式结合起来，扫尾时应操纵好扫尾的速度，以防晶体过早地离开液面。

目前先进的单晶炉能够实现从引晶到扫尾的整个进程

太阳能级硅材料

太阳能级硅材料什么是太阳能级硅材料太阳能级硅材料是纯度为6个9以上的高纯硅材料，即纯度为％以上的硅材料。

太阳能级硅如何制造在半导体工业上要紧有Siemens和流化床FBR（Fludized　Bed　Ractor）来制备高纯多晶硅材料,Siemens采纳高纯SiHCl3作为原料，而FBR是采纳SiH4为原料。

关于太阳能级多晶硅，在过去的80年代里，包括Bayer　AG,　Siemens和Wacker等公司在内花费了相当大的尽力开发太阳能级多晶硅，可是由于产量和纯度不能知足高效太阳电池的需要，与传统的电池生产技术相较并无降低电池组件的本钱，从而未能实现工业化。

　　　目前，有以下太阳能级多晶硅的制备工艺将会在未来的几年有所突破。

Wacker　Chemie公司采用高纯SiHCl3和流化床过程来制备粒状高纯多晶硅。

2003试验的产量为200吨/年，到2006年可达到年产600吨，其目标是每公斤多晶硅价格低于25美元/公斤，这种太阳能级多晶硅只用来供给光伏产业，由于纯度的原因，不能够应用与半导体工业。

Tokuyama也采用SiHCl3为原料，并采用高温、高速沉积过程将多晶硅沉积到衬底上，预计将在2006年计划生产；德国的Solar　World　and　Degussa联合宣布采用SiH4热分解方法，在加热的硅圆柱体上得到太阳能级多晶硅；挪威的REC和美国的ASiMi将SiH4和Siemens方法制备高纯多晶硅的工艺改进，来制备太阳级多晶硅，产量预计2000吨/年；此外，日本的Kawasaki　Steel公司通过将冶金级硅提纯来制备太阳级硅，目前还处在试验工厂阶段，进行大规模生产的主要因素是多晶硅的纯度和材料的生产成本价格；美国的Crystal　Systems采用热交换炉法提纯冶金级硅，将冶金级硅的难以提纯的B、P杂质降到了一个理想的数值。

美国可再生能源实验室和俄罗斯研究机构采用冶金级硅粉和乙醇反应，来制备SiH4，然后再将SiH4热分解制备高纯多晶硅，目前正处于研究阶段。

　　硅锭如何拉制目前要紧有以下几种方式：

  •直拉法  即切克老斯基法（Czochralski:

Cz）,直拉法是用的最多的一种晶体生长技术。

直拉法基本原理和基本过程如下：

  1.引晶：

通过电阻加热，将装在石英坩埚中的多晶硅熔化，并保持略高于硅熔点的温度，将籽晶浸入熔体，然后以一定速度向上提拉籽晶并同时旋转引出晶体；  2.缩颈：

生长一定长度的缩小的细长颈的晶体，以防止籽晶中的位错延伸到晶体中；放肩：

将晶体控制到所需直径；  3.等径生长：

根据熔体和单晶炉情况，控制晶体等径生长到所需长度；  4.收尾：

直径逐渐缩小，离开熔体；  5.降温：

降级温度，取出晶体，待后续加工  6.最大生长速度：

晶体生长最大速度与晶体中的纵向温度梯度、晶体的热导率、晶体密度等有关。

提高晶体中的温度梯度，可以提高晶体生长速度；但温度梯度太大，将在晶体中产生较大的热应力，会导致位错等晶体缺陷的形成，甚至会使晶体产生裂纹。

为了降低位错密度，晶体实际生长速度往往低于最大生长速度。

  7.熔体中的对流：

相互相反旋转的晶体（顺时针）和坩埚所产生的强制对流是由离心力和向心力、最终由熔体表面张力梯度所驱动的。

所生长的晶体的直径越大（坩锅越大），对流就越强烈，会造成熔体中温度波动和晶体局部回熔，从而导致晶体中的杂质分布不均匀等。

  实际生产中，晶体的转动速度一般比坩锅快1-3倍，晶体和坩锅彼此的相互反向运动导致熔体中心区与外围区发生相对运动，有利于在固液界面下方形成一个相对稳定的区域，有利于晶体稳定生长。

  8.生长界面形状（固液界面）：

固液界面形状对单晶均匀性、完整性有重要影响，正常情况下，固液界面的宏观形状应该与热场所确定的熔体等温面相吻合。

在引晶、放肩阶段，固液界面凸向熔体，单晶等径生长后，界面先变平后再凹向熔体。

通过调整拉晶速度，晶体转动和坩埚转动速度就可以调整固液界面形状。

  9.连续生长技术：

为了提高