diff --git a/SiC/Aluminum doping of epitaxial silicon carbide.md b/SiC/Aluminum doping of epitaxial silicon carbide.md
new file mode 100644
index 0000000..ddd18ff
--- /dev/null
+++ b/SiC/Aluminum doping of epitaxial silicon carbide.md	
@@ -0,0 +1,77 @@
+# Aluminum doping of epitaxial silicon carbide
+
+这篇文章做 CVD 实验验证了各种情况下 Al 的掺杂情况，以及用 CFD 模拟估计了气态的分子组分。
+考虑的晶型包括 4H 和 6H，包括 Si 面和 C 面。考虑的因素包括C/Si 比、生长速率、压力、温度。
+
+它的结论包括：
+* 降低载气压力可以略微提高生长速度，并可以提高外延质量，但它对 Al 掺杂浓度的影响有时会增加有时会减小。
+* 不同极性面上 Al 掺杂浓度不同，Si 面的 Al 掺杂浓度更高，且对各种参数更敏感（这里的 Si 面定义可能与我们不同）。
+* C/Si 比增加会提高 Al 掺杂浓度。
+* 温度增加会降低 Al 掺杂浓度，或者保持不变。
+* 非常高的 Al 掺杂浓度（10^20）会导致 Al 沉积物。
+
+## Introduction
+
+不同目的的 SiC 需要不同的外延结果。例如：
+* 功率器件需要较厚（～50 μm）且掺杂浓度较低的 drift layer，因此可以使用较高的生长速率来制作。
+* 微波器件需要较慢的生长速率，以使得不同层之间的掺杂浓度变化更锐利。
+* 大多数器件需要一个高掺的 cap layer 以形成欧姆接触（按照 p 型来计算，至少需要 10^18 cm^-3）。
+
+## Experimental procedure
+
+载气使用钯扩散氢（Palladium diffused hydrogen），原理是使氢气透过钯膜再进入反应室，目的是获得高纯度的氢气。
+衬底使用 SiC 涂覆的石墨，使用商业上的 4H 和 6H SiC 衬底，有斜切。
+
+使用 SIMS 测掺杂浓度。最低可以测出 10^14 的浓度。
+
+## Aluminum incorporation model
+
+它们认为 Al 原子在 Si 面会形成 3 个 Al-C 键，但在 C 面只会有一个，并据此估计 Al 在 Si 面吸附能低，
+  但我认为它们可能理解错了 Si 面与 C 面的模型。
+
+## Thermodynamic calculations
+
+使用 CFD-ACE+ 模拟了反应。因为前驱体的浓度非常小，所以一般可以认为是理想气体。
+
+考虑了两组反应，一组反应中允许固体生成，另一组中不允许。
+使用的反应条件（气压等）与我们的相差很大。
+
+作者说各个组分的分压满足 Arrhenius 公式，但是我没有看到为什么满足。
+
+作者认为，C2H2 是主要提供 C 的气体分子。
+因为尽管 CH4 的浓度也很大，但它太稳定，不容易分解。
+
+## Results
+
+### TMA flow rate dependence
+
+TMA 输入速率增加，Al 掺杂浓度增加。Si 面掺杂浓度是 C 面的 10 倍。
+
+### Growth rate dependence
+
+同时增加 Si 和 C 的供应，掺杂浓度增加，直到达到某个速率后饱和。
+Si 面的情况被解释为：表面的 C 增加，供 Al 吸附的位置增加，导致 Al 掺杂浓度增加。
+他们还认为，Al 的表面扩散与 Si 和 C 互相不影响。
+在较低的生长速率下，Al 在表面富集了很多，只是在较高的生长速率下才能扩散到台阶附近。
+
+### C/Si ratio dependence
+
+C 面不受到影响。保持生长速率不变的情况下，C/Si 比增加（1.5-5.0），Si 面的掺杂浓度增加。
+
+### Pressure dependence
+
+一般来说，载气压力减小（1000-50 mbar）、其它气体压力不变，掺杂均匀性在低压下会更好，且会长得快一些（3.6-5.6 μm/h）。
+
+在 3.6 μm/h 的生长速率下，随着载气压力降低，Al 掺杂浓度先增加后减小，在 300 mbar 时达到最大值。
+这可以从两方面来解释：一个是 Al 的分压减小（为什么？），使得 Al 掺杂减小；一个是 C/Si 比变化，使得 Al 掺杂增加。
+气压继续减小时，Al 掺杂略微减小，因为含 Si 分子的脱附增加。
+在 5.6 μm/h 的生长速率下，Al 掺杂随着载气压力的减小而减小。
+作者认为，在这种情况下，Al 的扩散速率受到从气态到表面的吸附速率的限制。
+
+### Temperature dependence
+
+C面时，几乎不受到影响；Si面时，Al 掺杂浓度随着温度的升高而降低（1500-1550°C），然后几乎不变（1550-1600°C）。
+
+### Discussion
+
+非常高的 Al 掺杂 (10^20 cm^-3) 可能会导致 Al 沉积物。
diff --git a/SiC/Aluminum doping of epitaxial silicon carbide.pdf b/SiC/Aluminum doping of epitaxial silicon carbide.pdf
new file mode 100644
index 0000000..19ab6f5
--- /dev/null
+++ b/SiC/Aluminum doping of epitaxial silicon carbide.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
+version https://git-lfs.github.com/spec/v1
+oid sha256:e216fab5ddb35a12197b173fd810f80ac36ab82d01875a0118fe1cb55f7f16e2
+size 220944
diff --git a/SiC/Analysis of surface diffusion of carbon- and nitrogen-containing molecules during homoepitaxial growth of 4H-SiC (0001) under silicon-rich conditions.md b/SiC/Analysis of surface diffusion of carbon- and nitrogen-containing molecules during homoepitaxial growth of 4H-SiC (0001) under silicon-rich conditions.md
index 50114b7..84007d8 100644
--- a/SiC/Analysis of surface diffusion of carbon- and nitrogen-containing molecules during homoepitaxial growth of 4H-SiC (0001) under silicon-rich conditions.md	
+++ b/SiC/Analysis of surface diffusion of carbon- and nitrogen-containing molecules during homoepitaxial growth of 4H-SiC (0001) under silicon-rich conditions.md	
@@ -1,2 +1,8 @@
 # Analysis of surface diffusion of carbon- and nitrogen-containing molecules during homoepitaxial growth of 4H-SiC (0001) under silicon-rich conditions
 
+研究的是，外延或者PVT过程中，台阶面上，C 和 N 的扩散行为（主要是扩散长度，也就是在脱附之前，大概能扩散多远）。
+
+1 Torr \approx 133.32 Pa
+
+在他之前，很多人使用 BCF（Burton–Cabrera–Frank）理论来研究了 SiC 的台阶，introduction 里有很多文献。
+
diff --git a/SiC/Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy.md b/SiC/Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy.md
new file mode 100644
index 0000000..9b71013
--- /dev/null
+++ b/SiC/Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy.md	
@@ -0,0 +1,102 @@
+# Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy
+
+这篇论文主要讨论的是重 n 掺杂的衬底与其它掺杂浓度（既包括 n 掺杂也包括 p 掺杂）的外延层的晶格失配。
+通过测量外延后衬底的弯曲程度来估计晶格失配，对于一部分样品还额外使用了 HRXRD 来测量晶格失配。
+还讨论了一些模型来估计外延层的临界厚度，但作者认为这些模型不能用于解释 4H-SiC 的情况，因为 4H-SiC 中非常容易形成层错
+  （正文倒数第二段有一些引用文献）。
+
+HRXRD 就是 High resolution X-ray diffraction。
+
+## Introduction
+
+作者认为，对于 4H-SiC，晶格失配产生的位错的 burgers 矢量会沿着 $[11\overline{2}0]$ 方向。
+同时，它的线矢也应该在面内，所以它就是 BPD。
+我觉得这个说法未必有道理，但也未必没有道理。
+单纯考虑原子结构，的确有可能因为这个原因产生 BPD，但实验中是否确实会因此产生，很难确定。
+
+一些实验测定了与本文相似的一些情况，本文主要是补足和系统化它们的研究。
+
+## Experimental
+
+### Description of samples
+
+尽量使用了比较薄的衬底，因为这样弯曲会更明显。
+
+衬底的 n 浓度为 1.1 到 1.7e10^19 cm^-3。
+
+衬底是从同一个晶锭上切下来的，可以认为它们的缺陷密度差不多。
+
+生长温度 1650 摄氏度，速度 13 μm/h。
+
+使用 FTIR（傅里叶变换红外光谱）测量外延层的厚度。
+
+生长了三个系列：一个是保持 n 掺杂 10^15，改变外延层的厚度（12.5，25，50 μm）；
+  一个是保持外延层厚度 10 μm，改变 n 掺杂浓度（10^15 到 2e10^19）；
+  一个是保持外延层厚度 12.5 μm，改变 p 掺杂浓度（2e10^19 到 1.5e10^20）。
+
+### Wafer geometry measurements and Stoney’s model
+
+根据一些测量数据，计算外延前和外延后的弯曲程度，相减得到外延层导致的弯曲程度。
+之后，使用 Stoney 模型，来根据这个弯曲程度，估计晶格失配。
+
+### Analysis of reciprocal space maps
+
+这个方法似乎是用来直接测量晶格尺寸的，但具体是如何做到的，我没有看懂。
+
+### Synchrotron X-ray topography and defect selective etching
+
+似乎是使用一些实验方法来测试缺陷密度的。
+
+## Results
+
+### Dislocation densities of substrates and epilayers
+
+我们的外延片的缺陷密度和衬底差不多，都是 10^4 cm^-2 的量级。我们认为从衬底到外延片，缺陷既没有产生也没有湮灭。
+
+### Determination of wafer curvature
+
+N 掺杂造成的弯曲很小，在 10 微米的外延层的情况下，所有的掺杂浓度中，均只有大约 0.02 m^-1 的弯曲。
+如果外延层厚度改变，则弯曲程度大致也线性改变。
+
+TODO: 对于后者，拟合的直线似乎截距不是零。退火可以导致掺杂原子重新分布，进而导致弯曲程度变化？
+
+而对于 Al，随着掺杂浓度增加，弯曲程度迅速增加，最大可以超过 0.2 m^-1。
+所有这些弯曲都是凸起的。
+
+### Determination of lattice constants by HRXRD
+
+除了用实验直接测试了样品的晶格常数，还计算了如果弛豫之后，晶格常数应该是多少。
+
+可以看到，横向的晶格常数（a）对于不同的 Al 掺杂浓度变化不大（只有很少的增加），但纵向的晶格常数（c）却有很大的增加，
+  导致它与衬底的晶格常数差距变大。
+
+## Discussion
+
+### Lattice misfit between substrate and epilayer
+
+这里提到了一个 Jacobson 提到的公式，用于估计替换杂质导致的晶格常数的变化比率（按照各项同性来估计）。
+它除了浓度，还考虑了体模量和剪切模量。
+
+### Critical epilayer thickness
+
+#### Models for critical epilayer thickness
+
+有两个用来估计产生的缺陷的密度，一个叫 MB-model，一个叫 PB-model。
+前者假定衬底中的缺陷都会传递到外延层，当外延层厚度超过一定值时，晶格失配会导致刃位错在外延层与衬底附近产生额外的位错，
+  导致位错增加。
+后者假定衬底中没有缺陷，缺陷是在外延过程中在生长界面中产生（如果产生缺陷的能量比不产生的低的话），
+  并滑移到外延层与衬底的界面附近的。
+临界厚度就是缺陷开始增加的厚度。
+
+#### Distinction between pseudomorphic and relaxed epilayers
+
+文中提到，从衬底到外延层没有缺陷的增加，被称为 pseudomorphic growth，即外延层受到的应力完全转化为应变而没有产生缺陷。
+
+#### Comparison of experiment and models
+
+MB 模型预测的临界厚度比较薄（因为在缺陷附近再产生缺陷比较容易），而 PB 模型预测的临界厚度比较厚。
+
+我们的厚度都比 MB 模型预测的临界厚度要厚，但比 PB 模型预测的要薄。
+我们的实验结果都没有产生位错。但仔细考量后，我们认为 MB 和 PB 模型都不能用于解释 4H-SiC 的情况。
+
+
diff --git a/SiC/Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy.pdf b/SiC/Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy.pdf
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--- /dev/null
+++ b/SiC/Doping induced lattice misfit in 4H–SiC homoepitaxy.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
+version https://git-lfs.github.com/spec/v1
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+size 636884
diff --git a/SiC/Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide.md b/SiC/Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide.md
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--- /dev/null
+++ b/SiC/Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide.md	
@@ -0,0 +1,7 @@
+# Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide
+
+这篇文章计算了 SiC CVD 过程中气相的组成（带 Cl）。算是开创计算方法的一个文章。
+在计算时，考虑的因素有：前驱体的类型，温度，Cl/Si 比，前驱体的聚集度（这是什么？）。
+
+这篇文章也不是讲方法的，而是用商业软件（叫做 CFD-ACE+）来计算的。卒。
+
diff --git a/SiC/Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide.pdf b/SiC/Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide.pdf
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--- /dev/null
+++ b/SiC/Gas-Phase Modeling of Chlorine-Based Chemical Vapor Deposition of Silicon Carbide.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
+version https://git-lfs.github.com/spec/v1
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+size 2566848
diff --git a/SiC/Properties and Applications of Silicon Carbide.pdf b/SiC/Properties and Applications of Silicon Carbide.pdf
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--- /dev/null
+++ b/SiC/Properties and Applications of Silicon Carbide.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
+version https://git-lfs.github.com/spec/v1
+oid sha256:d25caef061c1cd95f0dee03fa278ab016e38ca1b38791003a32c23530fd0889b
+size 46289536
diff --git a/SiC/Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations.md b/SiC/Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations.md
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index 0000000..faf7f1f
--- /dev/null
+++ b/SiC/Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations.md	
@@ -0,0 +1,89 @@
+# Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations
+
+这篇文章考虑了 PVT 过程中 SiC 的各种表面重构，并对最稳定的结构计算了表面的 Si/C 比以及各种组分的吸附系数（贡献比率）。
+
+## Introduction
+
+PVT 过程中典型的温度是 2200 摄氏度，典型的压强为 5x10^-6 Torr (6.65x10^-4 Pa)。
+
+这里列举了几个 CVD 里会出现的缺陷和对应的条件：
+* Si/C 比很低时，三角形缺陷等表面形貌缺陷会比较容易出现，一般认为它是由于 Si 空位而产生的。
+* Si/C 比很高时，台阶会聚集成较大的台阶，同时出现 C 空位和 Si 液滴（droplets）。
+
+PVT 时，原料与生长面的距离对生长结果有比较大的影响。
+一般来说，距离足够远时，生长较慢，有足够的扩散时间，生长的质量较高。距离较近时生长质量不好。
+
+在 PVT 中，籽晶需要经过抛光和化学腐蚀以去除表面的氧化层，然后通过退火使得表面重构到较稳定的状态，
+  然后使用氢气等饱和表面的悬挂键。
+
+有不同的实验研究了 SiC 的表面重构。但这些实验使用的标记我看不懂。
+
+## Theoretical methods
+
+S1上表面、S2上表面可以被标记为 h-terminate、k-terminate（对应关系还没有确定），这是 Jagodzinski 标记。
+其中 ABCB 中，B 是 h 层，截断它的为 h-terminate，A 和 C 是 k 层，截断它的为 k-terminate。
+对应到我们的模型中，S1 上表面为 h，S2 上表面为 k。
+
+一些模型同时计算了自旋极化和非极化的情况，它们的能量略有差别。
+
+定义了 sticking coefficient，定义为分子每次碰撞到表面上后，被吸附的概率。
+有两种方法来估计：一种是使用 Reuter 和 Scheffler 提出的理论，一种是使用 MD 模拟。
+本文中使用前者，并且稍作修改。
+作者说吸附过程没有势垒，这与我计算结果一致。
+
+作者在估计吸附概率时，考虑了温度。但这个温度影响的效应，仅限制于在不同位置上的相对吸附概率。
+如果直接假定在所有可行的吸附位点上概率都相同（吸附能量都相同的话），它实际上是没有考虑吸附概率随着温度的变化，
+  也就是和我之前的方法是一样的。
+所以，实际上应该同时考虑一个脱附概率。
+
+## Results and discussion
+
+### Models and their stability
+
+图 2f-h 的模型作者称为 Buckled model with (2x1) top surface periodicity，
+  这与我在模拟中发现的高低不平在一定程度上是一致的。
+作者提到，这个模型与理想模型在能量上不稳定（不一定谁高谁低），因此之后不再考虑这个模型。
+除了这个模型和理想模型以外，作者还考虑了一个 π-bonded chain mode，简称 π-BC。
+π-BC 带自旋极化的结果不考虑，因为它会回到不带自旋极化的结果。
+π-BC 的结果都比理想模型能量要低，但它的模型太小了，我不确定它的计算结果是否正确。
+之后只考虑 π-BC 的结果。
+
+### Adsorption of SiC growth species on the (2x1) 4H−SiC(0001)C π-bonded chain (π-BC) Surface
+
+考虑了各种分子吸附到表面上的情况，包括 Si4C2（有两种构型），SiC2，Si2C2。
+这些被认为是 PVT 中主要的分子。
+
+第五页右侧第二段作者讨论了各种位置的情况，但是我没有看明白到底哪个位置是指代哪里。
+
+#### SiC(g) Species adsorption
+
+SiC 在气态中占比不高，但它到表面上的吸附系数很高，因此也被考虑。
+
+SiC 分子有两头可能会吸附到表面上，也就是有两个吸附位置。
+π-BC 表面上有九个吸附位点。
+还考虑了吸附时分子可能在不同的角度。
+结论表明，其中一种情况（称为 T7C_R）能量最低。
+
+#### SiC2(g) Species adsorption
+
+#### Si2C2(g)(I1) Species adsorption
+
+#### Si4C2(g)(I1) Species adsorption
+
+Si4C2(g)(I1) 和 Si4C2(g)(I2) 被认为是 PVT 中最多的分子。
+
+#### Si4C2(g)(I2) Species adsorption
+
+#### Sticking coefficient
+
+作者认为，首先，这些分子吸附到表面上后，不会保持 Si、C 原子数不相等的情况，而是会互相组合成一比一的 SiC 固体。
+
+使用等价位点的个数除以总位点的个数，作为吸附的概率。
+
+作者认为他提出了一个通用的计算吸附概率的方法。
+
+#### Si/C ratio
+
+研究了在特定温度下，生长面附近的 Si/C 比如何变化。
+
+
diff --git a/SiC/Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations.pdf b/SiC/Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations.pdf
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index 0000000..7ef6262
--- /dev/null
+++ b/SiC/Sticking coefficient and Si C ratio of silicon carbide growth species on reconstructed 4H SiC 0001 surface by ab initio calculations.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
+version https://git-lfs.github.com/spec/v1
+oid sha256:fa43e9ed5d4c2b6273fc0f5cd45280709d37c0a6302a30765cabb58a8e573f85
+size 3823003
diff --git a/SiC/Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System.md b/SiC/Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System.md
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index 0000000..a7a731b
--- /dev/null
+++ b/SiC/Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System.md	
@@ -0,0 +1,22 @@
+# Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System
+
+这篇讲的是，使用 CH3-Si-Cl3 作为唯一源气时，4H-SiC CVD 时的表面动力学。
+
+提到：卤素的加入可以加速沉积，选用 Cl 是因为便宜又纯度高。
+
+TODO: 提到了很多研究 H-Si-C-Cl 体系的文章，可以顺着看一看。
+
+TODO: 提到了 tail gas test，用来确认对气体中成分的猜测是否正确。
+
+这个文章用 COMSOL 模拟了在 CVD 的不同空间位置（例如，衬底中心附近，衬底边缘）温度的分布，
+  然后根据温度计算分子组成。
+计算分子组成的方法引用的别的文章，似乎本质上还是化学平衡常数的方法，用到的实验数据和参数也是从别的文章里拿的。
+使用的温度也与我们完全不同。
+
+文中声称，达到化学平衡的时间比气体流过的时间长得多，因此总是假定没有达到化学平衡。
+
+文中还计算了，吸附到不同位点上时的 sticking coefficient。这是怎么来的？
+
+
+
+
diff --git a/SiC/Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System.pdf b/SiC/Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System.pdf
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index 0000000..2e6fca3
--- /dev/null
+++ b/SiC/Surface Kinetic Mechanisms of Epitaxial Chemical Vapour Deposition of 4H Silicon Carbide Growth by Methyltrichlorosilane-H2 Gaseous System.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
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diff --git a/SiC/碳化硅功率器件技术发展综述.pdf b/SiC/碳化硅功率器件技术发展综述.pdf
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+++ b/SiC/碳化硅功率器件技术发展综述.pdf
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diff --git a/化学/Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions.md b/化学/Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions.md
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+++ b/化学/Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions.md	
@@ -0,0 +1,2 @@
+# Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions
+
diff --git a/化学/Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions.pdf b/化学/Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions.pdf
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+++ b/化学/Ab Initio Calculations of the Equilibrium Constants of the Gas-Phase Reactions.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
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diff --git a/化学/Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions.md b/化学/Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions.md
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--- /dev/null
+++ b/化学/Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions.md	
@@ -0,0 +1,2 @@
+# Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions
+
diff --git a/化学/Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions.pdf b/化学/Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions.pdf
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+++ b/化学/Ab Initio Kinetics of Gas Phase Decomposition Reactions.pdf	
@@ -0,0 +1,3 @@
+version https://git-lfs.github.com/spec/v1
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diff --git a/化学/Ab initio equilibrium constants for H2O-H2O and H2O-CO2.md b/化学/Ab initio equilibrium constants for H2O-H2O and H2O-CO2.md
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index 0000000..3050ad4
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+++ b/化学/Ab initio equilibrium constants for H2O-H2O and H2O-CO2.md	
@@ -0,0 +1,4 @@
+# Ab initio equilibrium constants for H2O-H2O and H2O-CO2
+
+TODO: 这篇读一读，照着做一做
+
diff --git a/化学/Ab initio equilibrium constants for H2O-H2O and H2O-CO2.pdf b/化学/Ab initio equilibrium constants for H2O-H2O and H2O-CO2.pdf
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diff --git a/未分类/David Sholl, Janice A Steckel - Density functional theory_ A practical introduction-Wiley-Interscience (2009).pdf b/未分类/David Sholl, Janice A Steckel - Density functional theory_ A practical introduction-Wiley-Interscience (2009).pdf
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diff --git a/未分类/Electron affinity and surface states of GaN m-plane facets: Implication for electronic self-passivation.pdf b/未分类/Electron affinity and surface states of GaN m-plane facets: Implication for electronic self-passivation.pdf
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diff --git a/未分类/III族窒化物有機金属エピタキシャル法における成長条件およびナノ構造形状に関する理論的検討.pdf b/未分类/III族窒化物有機金属エピタキシャル法における成長条件およびナノ構造形状に関する理論的検討.pdf
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diff --git a/未分类/Origin of Double-Rhombic Single Shockley Stacking Faults in 4H-SiC Epitaxial Layers.pdf b/未分类/Origin of Double-Rhombic Single Shockley Stacking Faults in 4H-SiC Epitaxial Layers.pdf
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diff --git a/未分类/Transmission Electron Microscopy Study of Single Shockley Stacking Faults in 4H-SiC Expanded from Basal Plane Dislocation Segments Accompanied by Threading Edge Dislocations on Both Ends.pdf b/未分类/Transmission Electron Microscopy Study of Single Shockley Stacking Faults in 4H-SiC Expanded from Basal Plane Dislocation Segments Accompanied by Threading Edge Dislocations on Both Ends.pdf
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