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SiC/4H-SiC厚膜外延关键技术研究和器件验证.md

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+# 4H-SiC厚膜外延关键技术研究和器件验证
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+## 第四章 p 型 SiC 外延生长技术
+
+这里提到一个理论，掺入 Al 原子后，晶格发生畸变。
+为了释放这个应力，产生了位错。
+这里是否可以与位错的化学势与完美晶体中插入 Al 的化学势来解释？
+这个理论来自论文 Observation of stacking faults formed during homoepitaxial growth of p-type 4H-SiC

SiC/Mechanism of collective interstitial ordering in Fe-C alloys.md

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+# Mechanism of collective interstitial ordering in Fe-C alloys
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+一般认为，在 Fe 中掺入 C，随着 C 浓度增加，会经历两个阶段：
+* C 浓度较低时，C 随机地分布在间隙位中，导致平均来看，晶格的 c/a 仍然是 1（Fe 本身是 bcc 结构）。
+* C 浓度较高时，C 会形成一些有序的结构，有更倾向于占据的位置，这时晶格的 c/a 会大于 1，且会随着 C 浓度的增加而线性增加。
+
+晶格的 c/a 可以通过实验测量，的确是类似这样的。
+
+但存在的问题有：
+* 这个具体的相变点在哪里？（对应的 C 浓度）
+* 有理论认为，C 可能会出现在晶界等缺陷处，这如何与实验观察到的相吻合？
+
+这篇文章认为，随着 C 浓度增加，会经历下面四个阶段：
+* 位错处的 C 化学势最低，C 会优先占据位错处直到占满。这个阶段大约会消耗 0.8% 的 C。
+* 然后位错会占据随机（无序）的位置，直到达到一个临界状态。这个阶段大约会消耗 0.8% 的 C。
+* 在这之后，有序位置的化学势会低于无序位置但高于缺陷，因此 C 会倾向于占据有序位置。这个阶段大约会消耗 1% 的 C。这个阶段开始，c/a 会增加。
+* 再之后，有序位置的化学势会低于缺陷，因此原本占据缺陷的 C 会转移到有序位置。
+  在这个阶段的开始处，c/a 会有一个突变，并使得它减一的值与 C 浓度成正比。
+
+为了计算这个结论，作者在两个方面发力。
+一方面是，点缺陷（C 位于晶格而不是缺陷中时）之间的相互影响（能量），进而估计这种情况下的化学势。
+另一方面是，位错中 C 的化学势。
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+## 点缺陷相互作用能
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+作者首先提到了这样一个经典的模型：描述两个不同的点缺陷之间相互作用的能量时，使用下面的式子：
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+$$
+  V_{mn} = -\frac1N \sum_q F_m(q)G(q)F_n^\text T(q)\exp(iq\cdot R_{mn})
+$$
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+注意这里仅仅是指点缺陷之间相互作用的能量，它们本身嵌入晶格的能量不计算在内。
+并且这里只考虑了长程的作用（通过晶格畸变而传导的那部分能量），通过电荷相互作用而导致的能量完全没有考虑。
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SiC/Observation of stacking faults formed during homoepitaxial growth of p-type 4H-SiC.md

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+# Observation of stacking faults formed during homoepitaxial growth of p-type 4H-SiC
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+这篇论文给出了 Al 重掺时的台阶形貌。他说这个形貌符合另外一个文章的预测（一篇会议文章，找不到pdf）。
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+另外它描述了外延层中的缺陷，从衬底到外延层，是如何发展的。
+在接近衬底的部分，有很多线缺陷。这些线缺陷大多会转化成层错。
+因此，在接近衬底的部分，层错的密度很高。在外延层的顶部，层错的密度会降低。
+除了转化成层错，burgers 矢量相反的线缺陷也会相互合并，这样外延层的缺陷密度会降低。
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+这些层错大多是 2SSF。
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+他还分析了“晶格常数不同导致应力，为了释放应力导致层错”这个事情。
+但它只是定性地推测了一下，用来解释实验结果，并没有给出定量的计算。
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