一、Monte Carlo方法计算薄膜厚度测定背散射常数C(E_0)（论文文献综述）
孙静[1]（2021）在《纳米氧化物的反常铁电性与局域结构》文中研究说明铁电材料丰富的电学性能使其在非易失性存储、电容及传感器等领域拥有广阔的应用前景。近些年来,纳米铁电作为电子器件集成化和微型化的技术基础,成为理论和实验研究的热门领域。然而,随着铁电体物理尺寸的减小,铁电性通常会发生衰减,甚至达到临界尺寸时,铁电性消失。因而在纳米铁电体中保持良好的铁电性能是一个巨大的挑战。同时,铁电有序的建立本质上依赖于材料的晶体结构,因而对于晶体结构的理解是研究铁电理论和解释物理性能的重要依据。由于纳米铁电材料特殊的存在形式,尺寸、界面效应及应力等显着影响其性能。所以,研究纳米材料的局域结构与铁电性能之间的耦合关系具有重要意义。本论文较为系统地研究了几种典型的纳米铁电氧化物材料的局域结构和铁电性能;通过控制尺寸、表面状态等方式对铁电自发极化进行调控;同时揭示了纳米铁电氧化物的原子排布、局域结构和铁电性能的耦合关联,探索其中的物理机制。具体内容如下:首先通过调控样品尺寸及表面暴露状态,实现了对零维钛酸铅纳米材料的铁电性能调控。通过同步辐射X射线衍射实验,发现随着尺寸减小,晶体的四方性反常增大。结合同步辐射X射线全散射技术、拉曼光谱等,揭示其局域结构以及自发极化的增强。进一步通过X射线吸收谱等,揭示了钛酸铅纳米颗粒表面的原子端面暴露状态。第一性原理计算从电子结构层面证明了这种特殊的表面状态与增强的极化之间的关系。采用反向蒙特卡洛方法（RMC）对零维钛酸铅纳米颗粒的铁电自发极化分布进行了三维解析。中子全散射实验和电子显微分析发现尽管纳米钛酸铅中主体上极化沿c轴具有线性特征,但表面和内部极化分布呈现较大差异性,进一步的分析发现这种差异性与极化的一致性相互关联。最后以原子坐标参数作为衔接局域结构与长程平均结构的桥梁阐明了整个纳米颗粒中两者的关系。通过调节尺寸、设计相结构的方法,在二氧化锆纳米材料上诱导出铁电性。X射线衍射实验表明二氧化锆纳米材料的平均晶体结构为立方相。结合X射线、中子全散射实验,揭示了材料的正交相局域结构畸变。进一步通过反向蒙特卡洛拟合结果的键角、配位数等分析,发现具有极性的正交相局域结构的主导性分布,这正是纳米二氧化锆诱导铁电性的结构起源。本论文提供了一种基于局域结构认识并调控非传统纳米铁电氧化物的有效途径,通过界面、应力与材料局域结构、相结构的精确表征,获得铁电相关物性优化的构效关系基础,对于新型功能材料的研发设计具有启示性。
景晨蕾[2]（2021）在《掺杂ZnO薄膜的应力特性及表面小波分形研究》文中研究表明透明导电薄膜材料同时拥有良好的导电性和优越的可见光透过性,是一种重要的光电功能薄膜材料。其应用范围广泛,如电子、光电和机械等领域。作为与薄膜生长过程紧密相关的两个因素,薄膜表面形貌以及薄膜残余应力影响着薄膜的光电性能,并且对器件中薄膜的表现产生一定的影响。本文以掺杂ZnO基薄膜为研究对象,分别应用小波分析和分形分析的方法,对不同制备条件下单层ZnO基薄膜的表面形貌与残余应力之间的联系进行了研究,主要研究内容和成果如下:1.采用小波变换对不同溅射时间下制备的Ga掺杂ZnO（GZO）薄膜的表面形貌进行研究。应用多分辨率分析实现离散小波变换,分别应用Daubechie’s 10（db10）母小波对薄膜表面剖面轮廓以及二维表面形貌进行6层分解。结果表明,随着沉积时间的增加GZO薄膜（002）面衍射峰强度增大,表面颗粒的大小和高度同样与溅射时间线性相关。6层多分辨率分析的结果显示低频分量和一部分高频分量都显示出形貌的周期性结构,即无论溅射时间如何变化,构成薄膜表面的基本结构仍然一致,多分辨率分析后得到的局部形貌是薄膜粗糙形貌的主要构成部分。2.基于小波变换后薄膜表面相同的周期性结构,薄膜表面存在的自仿射特性,应用分形理论对不同沉积时间制备的GZO薄膜表面形貌进行分析。为弥补传统统计方法（root-mean-square,RMS粗糙度）在评价曲线起伏时的不足之处,应用分形维数来评价表面形貌的不规则特性。基于小波分析后表面轮廓的周期性结构特征,引入了一个简化了的表面模型来研究影响分形维数的各个因素。结果表明,分形维数受到薄膜表面颗粒直径以及相邻颗粒之间距离的影响。另外对全局和局部形貌的分形分析表明构成薄膜基本结构的全局形貌分形维数较小,起伏平缓;而局部形貌因受到各种粗糙机制的影响起伏剧烈,不规则程度大对应较大的分形维数。3.分别通过RMS粗糙度以及分形维数数值研究表面形貌和薄膜应力之间的相关性。结果显示RMS粗糙度和应力之间不存在明显的相关性,而分形分析表明随着薄膜应力的减小,对应的分形维数增大。进一步对不同退火温度下的GZO薄膜进行研究,为全面分析薄膜表面颗粒的密度以及尺寸变化,提出了一种灰度分形分析的方法,分析结果表现为灰度级数分形谱。结果显示较高的退火温度会导致原子较大的迁移率,此时会形成尺寸较大且高度较低的颗粒,但会造成薄膜内缺陷数量的增加,导致更大的压应力;在退火温度适宜的情况下,薄膜的压应力会减小,表面颗粒尺寸以及密度都较为适宜从而形成的薄膜会更加致密。4.对不同溅射气压下制备的GZO薄膜的结构、残余应力、表面形貌和光电特性之间的联系进行研究。应力最小的薄膜（1.0 Pa溅射气压）的表面颗粒尺寸以及高度分布相较其余薄膜较为均匀。薄膜的电阻率与表面分形维数呈现相同的变化趋势。进一步研究发现电阻率依赖表面颗粒高度、直径和相邻颗粒距离。颗粒高度对电阻率的影响占主导地位,在颗粒高度接近的情况下,电阻率随形貌的变化可通过灰度分形谱表征。通过光谱椭圆偏振法确定了各个薄膜样品的有效质量并研究了微观层面薄膜的传输特性,结果表明在研究电子输运相关性质时有必要精确计算有效质量。然而精确的有效质量加之莫斯-布尔斯效应（Burstein-Moss effect,BM效应）和能带窄化效应（band gap renormalization effect,BGR效应）不能完全解释光学带隙出现的异常变化。第一性原理计算模拟了ZnO体系在不同应变状态下禁带宽度的变化,结果表明在应变作用下Zn-3d和O-2p电子轨道的交互作用会发生变化从而使得材料的禁带宽度增大或减小。
马平[3]（2020）在《非晶态相变材料的局域结构与相变特性的纳米尺寸效应研究》文中进行了进一步梳理随着现代信息技术在智能化领域的不断发展,人们对数据存储的深度与广度都提出了越来越高的要求,不仅希望存储介质能够用于制造各类成本低廉、容量巨大的存储器件,而且在新介质显示、类脑计算等领域表现出长远的发展潜力。而现有的存储器体系经过数十年的发展,在存储容量与价格上似乎已经走向尽头,更不要说新技术应用领域的发展潜力。因此,人们需要一种新的存储介质,同时具备低成本和高性能两种特点。相变存储器是最有潜力的下一代新型存储器之一,具有更快的开关速度、尺寸缩小优势、简化工艺流程、易于集成CMOS工艺等优点,受到来自工业界的广泛关注,在商用化的道路上发展的最快,不仅已有大容量的示范芯片,而且在一小部分商用设备上已有应用。近年来,基于相变材料的多值存储、神经形态计算等新技术应用进一步拓展了相变存储器的应用潜力,使得相变存储器朝着存储体系中“统一存储器”的未来目标前进了一大步。本文针对纳米级非晶态相变材料的微观局域结构和宏观相变特性的相互关系,以及纳米级相变存储器的器件应用方面,在纳米材料的局域结构、温度和界面的影响、集成器件的性能等方面进行了深入的研究,主要研究要点如下:在纳米相变材料的局域结构研究方面,介绍了纳米级超薄膜相变材料的制备工艺以及优化方法,并从显微学角度展示清晰平整的的材料界面,而且可以顺利实现相变过程。通过X射线吸收谱的研究发现,非晶GeTe的纳米级样品中Ge-Ge键比较常见,Ge-Te键变短,配位数明显下降。这符合局域结构上一种缺陷Ge2Te3配位构型的猜想,这种构型在块材中结构保持完整,符合块材GeTe的实验数据。当厚度减小至纳米尺度,Ge-Te键由于结合能较小发生断裂,形成缺陷配位结构,Te原子则离开格点,形成空位。通过分析ab initio分子动力学模拟形成的非晶模型的键角、配位数统计分布,可以发现由于sp3杂化体系能量增加,Ge-Te键发生断裂,从而形成低配位构型。纳米级薄膜的非周期性条件破坏了Te子晶格的完整性,使得相变所需要的局域有序性降低,从而提高了相变的能量势垒,这一点也与纳米级薄膜晶化温度指数上升的宏观相变特性相吻合。在温度对纳米级相变材料结构的影响方面,展示了通过拉曼光谱研究材料内部八面体与四面体团簇的转化情况的方法。当相变材料厚度从几个纳米逐渐增加,八面体含量逐渐增加,四面体逐渐减少。当厚度增加到一定程度,纳米尺寸效应减弱,不再影响内部结构。当经历的退火温度低于相变温度点时,纳米材料中四面体纳米材料结构局域稳定,可抑制外加温度影响,阻碍自发的弛豫行为。而块材模型内部弹性成键的团簇较多,容易发生自发弛豫。当经历的退火温度高于相变温度点时,纳米材料中大量四面体结构处于激发态,加速转化为八面体结构,呈现出晶化加速的现象。在接触界面对纳米级相变材料结构的影响方面,含有氧这类电负性强的元素的介质,如SiO2等,会使得相变材料的非晶性增强,增加无序程度;SiC等不含氧界面接触则与之相反,促进晶化,增加有序程度,而且两者的影响效果都会被尺寸效应所放大。以Ti3W7为代表的金属则能明显增加结晶效果,但这种促进作用与尺寸相关性很弱。在纳米级相变单元集成器件性能的调控方面,设计水平与垂直两种电极配位方案来抑制尺寸效应引起的阻值变化。所设计的水平电极配置可以降低非晶化过程的高电流,减小了整体功耗;新型垂直电极配置则可增大晶态电阻,避免大电流的隧穿,延长器件寿命。通过阻值漂移测试发现,纳米尺寸效应抑制了材料自发的弛豫过程,从而抑制宏观上的电阻漂移现象。其漂移因子与电导活化能具有一一对应的单调关系,从而可以用电导活化能快速检测单元的电阻漂移特性,以及测试单元的寿命阶段。依据电介质或金属界面对纳米级相变材料的局域结构影响的结论,界面可以显着改变纳米级单元结构中材料本身的相变特性,因此可以用来调控纳米相变单元的晶化阈值。
尹琦璕[4]（2020）在《多层次相变存储器材料的织构演化与光电特性》文中指出相变存储器具有可靠性高、循环寿命长和存储速度快等优点,被认为是最有发展潜力的存储器之一。随着对计算机及存储技术要求的不断提高,无论是器件设计还是材料优化,相变存储器都在不断的研究与发展中。相变存储器的核心是以硫系化合物为基础的相变材料,这种材料可以从非晶态转变到晶态,其相变和微观结构的演化导致存储器存在电学或光学反差,从而实现数据存储。相变材料的成分、电极层和超点阵结构等均对其晶粒生长、局部原子排列和织构演化有较大的影响,进而影响相变存储器材料的电导率或光学反射率,实现多层次存储。因此,研究相变材料的结构和性能对于相变存储器极为重要。本文主要对经典Ge2Sb2Te5（GST）和新型多层次Ga-Sb相变存储器材料的微观结构、相变机理和应用进行了系统研究,并讨论了相关元素掺杂和超点阵结构相变存储器在性能上的提高机制。首先研究了经典GST薄膜的织构演变,证明Si基底上沉积的亚稳态fcc结构GST薄膜存在立方{100}<001>和旋转立方{100}<011>这两种织构组分,应变能密度最小是GST/Si晶化时产生择尤取向的主要驱动力。SiO2基底上沉积的fcc结构GST薄膜形成了 {110}纤维织构,但择尤取向较弱。稳态hcp结构时,{0001}取向的晶粒有长大优势。因此基底对GST的微观结构有一定影响。而Ti作为电极材料,沉积在Ti电极层上的GST在400℃以上退火会由于Ti的扩散而生成Te2Ti结构。Ti过渡层的加入可以增强GST的力学性能,Ti层有利于释放GST薄膜与基底界面的应变,未平衡应力更小（GST/Ti:0.039N/m2,GST:0.29N/m2）且晶粒尺寸分布均匀,因此GST/Ti的纳米压痕硬度大于GST。其次讨论了 Sn掺杂对GST稳定性和光学反射率的影响。证明Sn的加入代替了 GST结构Ge-Te键中Ge原子的位置而形成了 Sn-Te键,键合状态的改变提高了 GST-Sn的结晶温度与结晶激活能（EΛ从2.48 eV提高到3.57 eV）。同时,Sn掺杂量越多,fcc结构GST-Sn的晶粒尺寸越大,晶界密度越小越有利于电子隧穿,使薄膜的电导激活能减小（Eσ由0.395 eV减小到0.226 eV）,从而提高了薄膜电导率的温度稳定性。另一方面,发现Sn掺杂可以提高GST在整个波长范围内的晶态反射率,从～74%增加到了～81%。因此本文首次建立了相变存储器薄膜择尤取向与光学反射率间的关系,证明由于稳态hcp GST结构的六方对称性,Sn掺杂后GST-Sn结构中{0001}基面织构的增强可以提高GST的晶态光学反射率。随后对新型二元Ga-Sb相变存储薄膜体系的结构与特性进行了研究。证明Ga45Sb55薄膜在相变前后体积收缩比（0.4%）明显小于GST,且Ga15Sb85的结晶激活能可以达到5.96eV。纳米压痕测试发现Ga-Sb薄膜的力学性能明显增强,晶粒尺寸效应是Ga-Sb薄膜硬度提高的主要影响因素。二元Ga-Sb薄膜的热稳定性和结构稳定性明显提高,是一种可靠性更高的相变存储器材料。因此结合Ga-Sb优异的力学性能与稳定性,本文提出了类超点阵[GaSb（x nm）/GST（12 nm）]n相变存储器薄膜。证明这种体系相变前后可以保持多层结构,退火后Ga元素会向相邻GST层扩散,使GaSb的晶格发生畸变。通过器件的电学性能测试,证明[GaSb（6 nm）/GST（12 nm）]6的阈值电压为0.77 V,[GaSb（6 nm）/GST（12 nm）]3的功耗为2.8 × 10-7 W,比单层GST体系低两个数量级,显着降低了相变存储器的功耗。此外还发现该体系存在超硬度效应,[GaSb（x nm）/GST（12 nm）]3的硬度比单层GST提高了 3倍左右。通过计算证明类超点阵结构中GST层的厚度小于临界厚度,位错运动不会穿过界面,是其力学性能提高的主要原因。最后考虑到Ge2Sb2Te5体系的应用基础和器件成熟度,对GaSb掺杂GST薄膜的微观结构与稳定性进行了研究。发现GaSb掺杂的GST中没有出现新相,但各元素的结合能有所改变。通过高分辨透射电镜（HRTEM）观察到了GST-GaSb中fcc结构的（111）面发生滑移而使原子层堆垛次序发生改变的相变过程。通过第一性原理计算,证明掺杂后Ga原子会占据GST中Te原子的位置,带隙减小,体系金属性增强,且Ga原子的d轨道对价带态密度有较明显的贡献。并且证明低量GaSb掺杂（3.4 at.%,5.6 at.%,7.0 at.%）也可以明显提高GST的热稳定性与力学性能,GST-GaSb的结晶温度提高到了 216℃,非晶态硬度增强到4.16 GPa。因此掺杂GaSb有利于提高GST的可靠性,在低掺杂量下可以达到明显的增强效果。
王美佳[5]（2020）在《钛铝（铌）氮/碳化物（TiAl（Nb）N/C）薄膜的微观结构、力学性能和摩擦学行为的研究》文中提出过渡金属氮化物和碳化物（TiAlN/C）薄膜由于具有高硬度、高熔点、高耐磨性、良好的热稳定性及化学稳定性等优点,常作为表面防护涂层被广泛应用于机械加工、微电子器件、交通运输、航空航天、地质勘探等领域。进一步提高TiAlN/C薄膜的性能如高硬、高韧、低摩、耐磨以应对更加苛刻的环境及延长服役寿命成为了研究者们一致追求的目标。在TiAlN/C薄膜中,Al对其性能的提高起到了非常重要的作用,但Al在TiAlN和TiAlC薄膜中发挥着不同的作用:（1）Al在TiN中能显着提高其硬度和热稳定性,但存在韧性偏低且其性能强烈依赖于Al的存在形式的问题;（2）Al在TiC中能降低其内应力并使改善其摩擦性能,但Al对制备和摩擦过程中薄膜中a-C含量和存在形式及其对摩擦行为的作用机理尚未探明。此外,探索其它元素对TiAlN/C薄膜的影响,将有助于进一步提升其性能。针对TiAlN薄膜低的断裂韧性,引入Nb进行合金化被认为是潜在的改善韧性的途径,亟需开展系统研究。在本文中,采用磁控溅射的方法通过调节工艺参数制备了TiAlN和TiAlNbN与TiAlC和TiAlNbC薄膜,首先,结合实验与理论计算对比研究了TiAlN和TiAlNbN薄膜的微观结构与强韧化的关系及Nb加入对TiAlNbN薄膜的增韧作用;随后,对比研究了C含量对TiAlC和TiAlNbC薄膜的成分、微观结构、生长行为、硬度、韧性与摩擦学行为的影响及Nb加入和纳米复合结构形成对TiAlNbC薄膜力学性能和摩擦学性能的作用,得出以下结论:1.利用磁控溅射通过改变N2流量制备了不同的TiAlN和TiAlNbN薄膜,研究了N2流量对TiAlN和TiAlNbN薄膜的微观结构、硬度和韧性的影响,并观察了高沉积温度诱导的调幅分解行为。（1）对于TiAlN薄膜,N2流量增加促使薄膜晶粒逐渐细化并出现非晶,导致在低N2流量形成多晶结构,而在高N2流量形成纳米晶+非晶的纳米复合结构。单一的多晶TiAlN薄膜呈现出差的韧性,而纳米晶+非晶的纳米复合结构的形成有助于TiAlN薄膜获得高的硬度和改善的韧性。当沉积温度达到700℃和800℃时都能驱动TiAlN薄膜中发生调幅分解,同时实现增加的硬度和改善的韧性。（2）对于TiAlNbN薄膜,在室温下微观结构随N2流量的变化规律与TiAlN薄膜一致,高N2流量导致TiAlNbN薄膜从多晶结构转变为纳米晶+非晶的纳米复合结构,且在纳米复合结构中获得高硬度。与TiAlN薄膜不同,在TiAlNbN薄膜中,仅在特定的条件下发生调幅分解,当调幅分解发生时,也能出现硬度增强。理论计算进一步证实Nb加入能对TiAlN的价电子浓度和电子结构进行调控,从而实现了增韧的目的。2.利用磁控溅射通过改变CH4流量制备了不同C含量的TiAlC和TiAlNbC薄膜,研究了C含量对TiAlC和TiAlNbC薄膜的微观结构、硬度、韧性与摩擦学行为的影响。（1）在TiAlC薄膜中,当C含量从贫C的22.4%增加到C主导的95.3%过程中,形成了三种典型的纳米结构:（a）在低C含量下（22.4%和41.9%）形成了不含非晶相的纳米晶结构;（b）在56.2%和76.7%的C含量下形成了TiC纳米晶+非晶C的纳米复合结构—非晶C包裹TiC纳米晶;（c）在C完全占主导的95.3%C含量时形成了完全的非晶结构。与单一的纳米晶结构和非晶相结构相比,非晶C包裹TiC纳米晶复合结构的形成能显着提高薄膜的韧性,且在56.2%C含量薄膜中具有薄非晶C包裹层时,硬度达到最大,实现了强韧化;而在更高的76.7%C含量薄膜中形成更厚的非晶C包裹层时,摩擦系数和磨损率都达到最低,分别为0.09和8×10-10 mm3/Nm。（2）在TiAlNbC薄膜中,C含量的增加同样形成了三种纳米结构:（a）在36.9%C含量时形成了纳米晶结构;（b）在51.7%和65.4%C含量时转变为纳米晶+非晶的双相结构;（c）在84.8%更高的C含量下转变为非晶结构。与TiAlC薄膜相比,Nb的加入使TiAlNbC薄膜都拥有了好的韧性;且Nb的加入使65.4%C含量的TiAlNbC薄膜中非晶C包裹层中出现了少量原子尺度的纳米石墨烯团簇,此时薄膜获得了最高的硬度,同时摩擦系数和磨损率也都达到最低,分别为0.07和12.4×10-10 mm3/Nm,展现出比TiAlC薄膜更加优异的摩擦学性能。
陈淼[6]（2019）在《锆氢化物物相及氢同位素原子占位研究》文中指出金属锆是低平衡压氢同位素气体贮存材料,因其优良的核性质也被用作核反应堆功能材料,而锆-氢体系存在同位素效应,同时,锆还具有优良的生物相容性、在高温下具有优良的抗腐蚀性能等,利用物理气相沉积技术制备的金属锆薄膜被用于聚变能源堆用第一镜反射材料,沉积在钼、铜或不锈钢底衬上的含氚锆膜还被用于核技术应用领域。研究锆氢（氘）化物的物相组成与结构对金属锆在氚工艺技术及核技术领域的实际应用有重要价值。而锆膜作为重要的功能材料,其组织结构与沉积条件密切相关,不同的组织结构会导致性能的差异,因此,研究锆膜的沉积过程以及底衬取向对锆膜结构的影响不仅对于锆膜的物理气相沉积制备有指导意义,同时,对锆膜的实际应用也有重要的现实意义。本文采用X射线衍射（XRD）结合高分辨中子衍射技术,系统分析了不同氢同位素含量及种类的锆氢（氘）化物的物相组成,建立了晶体结构及相结构随氢同位素含量的变化关系,分析获得了锆氢（氘）化物晶胞参数以及氢同位素原子在晶格中的占位情况。同时,研究了锆薄膜的沉积过程,底衬取向对锆薄膜结构的影响,以及获得的锆薄膜氘（氚）化后的结构。在实验制备的0～2.0的H（D）/Zr原子比范围内,随着氢（氘）含量的增加,锆氢（氘）化物发生相变,相变过程如下:hcp结构α相→hcp结构α相+fct结构γ相+fcc结构δ相→fcc结构δ相→fct结构ε相,其中,fct结构γ相在室温下是稳定存在的,但其并不能单独存在,均在氢（氘）含量较低时,与α相和δ相共同存在。XRD及高分辨中子衍射研究发现,锆氢（氘）化物中的hcp结构α相是锆氢（氘）固溶体和非化学计量比的锆氧化物的混合物。因hcp结构α相中非化学计量比锆氧化物的存在,导致锆氢（氘）化物发生δ相→ε相相变的平均H（D）/Zr原子比提前,但经高分辨中子衍射数据拟合发现,发生相变时,锆氢（氘）化物中实际H（D）/Zr在1.50-1.70。通过高分辨中子衍射分析,拟合获得了hcp结构α相、fct结构γ相、fcc结构δ相以及fct结构ε相中氢同位素原子的占位情况,在hcp结构的α相锆氘固溶体中,锆原子形成六方密堆积结构,氘原子占据其四面体间隙形成固溶体,在fcc结构δ相锆氘化物中,氘则占据坐标为（0.25,0.25,0.25）的四面体间隙位置;在fct结构γ相锆氘化物中,氘原子则占据四方晶格的2a位（0.25,0.25,0.25）和2b位（0.25,0.25,0.75）;而在fct结构ε相锆氘化物中,氘原子则占据四方晶格的4d位（0,0.5,0.25）。利用不同的吸氢方式（先吸氢后吸氘,先吸氘后吸氢,直接与HD反应）,制备氘取代的fcc结构δ相和fct结构ε相的锆氢氘化物,对比发现,总氢原子比相同的锆氢化物、锆氘化物和锆氢氘化物的晶胞参数基本相同,但氘原子取代部分氢原子后,导致锆氢氘化物的晶胞参数要比锆氘化物的晶胞参数略大,而锆氢化物的晶胞参数最大。利用相场理论,对锆膜的沉积过程进行了模拟,结果表明:沉积速率与锆膜的致密度密切相关,沉积形成的柱状晶在平行于沉积方向和垂直于沉积方向上的生长存在竞争关系,在沉积速率较低时,柱状晶在垂直于沉积方向上的生长占主导地位,柱状晶间的空隙容易被填满,形成较为致密的沉积组织,柱状晶内的取向趋向一致。随着沉积速率的增大,柱状晶在平行于沉积速率方向上的生长速度加快,形成柱状晶数目呈增加趋势,并且容易在已沉积的区域形成较多的空洞。在沉积速率为5nm/s、10nm/s和20nm/s时,垂直沉积方向和平行沉积方向的生长速率相当。当沉积速率达到40nm/s时,柱状晶在平行于沉积方向上生长占主导,同时柱状晶的数目增多,并且生长速率相近,柱状晶间形成的孔隙较为均匀。在有择优取向底衬上沉积的锆膜也呈明显择优取向生长。沉积在单晶Mo底衬上的锆膜呈现不同择优取向的单晶状态,为hcp结构α相和bcc结构β相的双相结构,且单晶Mo底衬上锆膜基本为一个大晶粒,而沉积在多晶Mo底衬上的锆膜则呈现多晶状态,氘（氚）化后的锆膜在D（T）/Zr>1.60时均为fct结构的ε相。
邵想[7]（2019）在《Mo2FeB2基金属陶瓷显微组织形成及硬质相晶粒生长动力学研究》文中进行了进一步梳理本文采用蒙特卡罗（MC）模拟方法、价电子理论方法、热分析（DSC）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）等手段系统地研究了Mo2FeB2基金属陶瓷的显微组织形成过程及相关机理、主要冶金因素对硬质相晶粒的生长动力学的影响、硬质相晶粒形成机理及其对金属陶瓷力学性能的影响,并通过相关实验对模拟和计算结果进行了验证。首先运用蒙特卡罗方法研究了不同Mo/B原子比的Mo2FeB2基金属陶瓷的显微组织的形成过程,并用实验进行了验证。结果表明:修正后的蒙特卡罗模拟结果与实验结果基本吻合。硬质相晶粒的生长通过溶解-析出机制进行,硬质相晶粒不同晶面与液相之间的固液界面能是控制硬质相晶粒形貌的关键因素。研究了两种Mo/B原子比的Mo2FeB2基金属陶瓷硬质相晶粒在液相烧结阶段的生长动力学。结果表明:Mo/B原子比为0.9时,硬质相晶粒在L1和L2液相烧结阶段长轴方向的生长都满足方程（r3-r03=kt）,短轴方向的生长都满足方程（r5-r05=kt）;长轴方向的生长激活能在L1和L2液相烧结阶段分别为（242.5±9.5）kJ/mol和（54±5）kJ/mol,短轴方向的生长激活能在L1和L2液相烧结阶段分别为（321.5±43.5）kJ/mol和（227±39）kJ/mol;硬质相晶粒沿长轴方向的生长受扩散控制,沿短轴方向的生长受界面反应控制,晶粒沿[001]晶向择优生长。Mo/B原子比为1.1时,硬质相晶粒在L1和L2液相烧结阶段的晶粒生长都满足方程（r3-r03=kt）;硬质相晶粒的生长激活能在L1和L2液相烧结阶段分别为（103.5±6.5）kJ/mol和（153.5±30.5）kJ/mol;硬质相晶粒的生长受扩散控制。计算了Mo2FeB2基金属陶瓷硬质相晶粒（001）晶面和（210）晶面的“相结构形成因子”。结果表明:计算结果与实验结果基本吻合。“相结构形成因子”的统计平均值SF’可以用来研究硬质相晶粒不同晶面生长的相对速率。Mo缺位的增多使（001）晶面和（210）晶面的“相结构形成因子”的统计平均值S’F（001）和S’F（210）之间的差值增大,导致晶粒逐渐沿[001]晶向择优生长,所以硬质相晶粒发育成长条状;B缺位的增多使（001）晶面和（210）晶面的“相结构形成因子”的统计平均值S’F（001）和S’F（210）之间的差值逐渐向零逼近,导致（001）晶面和（210）晶面的生长速率趋向于基本相同,所以硬质相晶粒发育成近等轴状。最后结合硬质相与粘接相之间的异相界面价电子结构研究了不同形貌的硬质相晶粒对Mo2FeB2基金属陶瓷的力学性能的影响。结果表明:与硬质相晶粒形貌为近等轴状的Mo2FeB2基金属陶瓷相比,硬质相晶粒形貌为长条状的Mo2FeB2基金属陶瓷的硬质相与粘接相的（210）/（100）异相界面结合强度较高,且该异相界面的总接触面积较大,使金属陶瓷抵抗裂纹扩展的能力增强。因此硬质相晶粒形貌为长条状的Mo2FeB2基金属陶瓷的断裂韧性相对较高。
周瑾[8]（2018）在《InN MOVPE外延中的双铟原子层调控与氢诱导氮化》文中研究说明InN半导体材料由于其自身窄带隙的能带特性,在红外光谱范围的光发射、光探测以及光吸收器件中有着良好的应用前景。同时,还在理论上具有超高的载流子传输速率,使其在高速高频电子器件上也有着不可估量的应用潜力。然而,由于InN以及高铟组分III族氮化物在生长及掺杂上存在巨大困难,时至今日,人们都还无法制备出InN基红外光发射、探测器件以及高速高频器件;而已试制出的InN材料光吸收器件效率极低。近十几年来,人们尝试采用金属有机物气相外延（MOVPE）方法外延生长InN材料,结果发现,常规的III族氮化物外延生长方式并不适用于InN外延。其根源来自于InN保持自身稳定所需的较低温度与氮源分解以及高表面原子迁移率所要求的较高温度之间的矛盾。因此,亟需另辟蹊径,探索MOVPE外延生长InN材料的新方法。本论文从第一性原理出发,模拟分析了 InN铟极性表面氮原子、锢原子的吸附与迁移等动力学行为,以及氢原子在穿透氮化过程中的作用;进而提出MOVPE外延生长新技术,开展InN外延生长研究。主要进展如下:首先,采用第一性原理及基于该原理的NEB方法模拟研究InN铟极性表面氮原子与铟原子的吸附及迁移行为。结果表明,在InN铟极性表面单独沉积的铟原子将迅速而统一地在顶层铟原子之上T4位再度构建一层铟原子,从而形成双铟原子层。该双铟原子层比直接吸附氮原子或InN分子所形成的表面有着更高的一致度和平整度,且其铟原子在后续氮化形成纤锌矿结构InN的过程中无需横向迁移再构,将更有利于平整InN外延层的形成。基于这一理论预测结果,我们设计了一种新的原子输运调控方式,即在时序上采取前后衔接但并不交叠的方式将铟原子以及氮原子先后输运到待生长表面,藉由此达成一种预先铺设双铟原子层,而后再进行氮化的生长调控。进而通过改变每个脉冲周期中铟源的输运时间生长不同厚度的InN薄膜,同时借助生长过程监控及生长后样品的表征,以摸索双铟原子层的调控工艺。实验结果表明,该方法有利于提高InN外延层平整度。然而,从所生长InN外延层的晶体结构及应变表征中,我们发现该方法外延获得的InN薄膜与下方GaN晶格的共格程度很弱,而且由于氮化脉冲的时间太长,生长速率极为缓慢,并不适用于大规模的工业化生产。因此,仍需在此基础上寻求其他辅助机制改进此生长方法。进一步地,我们通过第一性原理的模拟发现,在双铟原子层间隙嵌入氢原子,将使得双铟原子层表面一些位置所吸附的氮原子可以无势垒的穿透表层铟原子。这意味着双铟原子层将被更迅速的氮化而形成纤锌矿结构的InN层。另一方面,氮原子能快速进入双铟原子层间也同时意味着其能迅速与活性氮原子浓度相对较高的环境隔离。这进一步降低了活性氮原子形成氮分子逃逸的概率,使得氮化过程进一步得以稳固,从而减少微观局部形成富铟团的情况。此外,我们通过计算预测了在氮化末期,当大部分双铟原子层层间的Top位置被氮原子占据后,氢原子会倾向于逸出至表面,最终结合成氢气分子脱离生长表面。在此基础上,我们在双铟原子层调控法生长InN的过程中,于第二层铟原子输运脉冲之前插入一个氢源的输运脉冲,以利于氢原子嵌入至双铟原子层层间间隙之中。同时,采用不同流量氢气脉冲外延生长了一组InN薄膜样品,并进行表面形貌、内部应变以及光学特性的表征,探讨分析了氢诱导氮化作用。实验结果表明,在氢气脉冲介入之后,InN薄膜的致密度以及其表面平整度有了大幅的提升。同时,InN（002）以及（101）朝向的晶粒都产生了显着的压应变。理论上,该应变可令InN外延层能够容纳更多的异质界面的失配应力,在一定程度上减少其释放应力而产生的缺陷,从而令其生长的异质界面共格程度更佳。此外,之前来自富铟团簇的铟金属晶体（101）衍射峰在此过程中逐渐变得微弱至几乎不可分辨。这说明在氢的诱导作用下,双铟原子层的氮化得以较充分的进行,从而使得铟团簇在薄膜中的存在得以大幅减少。同时,光学性质表征结果表明氢气脉冲的插入及其流量的提高也同时使得InN薄膜禁带宽度逐渐增大。结合XRD扫描峰位和拉曼谱线移动,以及第一性原理计算不同应力状态下的禁带宽度变化趋势,可推断这种带边的变化主要源于InN外延层内部应变程度的变化。
杨慧[9]（2013）在《脉冲激光沉积法外延生长大面积AlN单晶薄膜及其生长机理研究》文中研究指明AlN薄膜由于具有宽带隙（6.2eV）、高表面声波速率、高热导率、以及高化学和热稳定性等优异的性质，可广泛应用于紫外和深紫外发光器件、表面声波器件等领域。然而，要大幅度提高AlN基器件的效率，单晶AlN薄膜的应用势在必行。与此同时，要使AlN基器件实现广泛应用、同时制造成本得以降低，则要求实现在大面积低成本的衬底上外延生长AlN单晶薄膜。目前外延生长AlN单晶薄膜的衬底众多，其中产业化衬底主要有蓝宝石（-Al2O3）和硅（Si）。相比较而言，Si具有比-Al2O3更高的热导率。外延生长AlN单晶薄膜常用的方法有金属有机化合物气相沉积（Metal-organic Chemical VaporDeposition, MOCVD）及分子束外延（Molecular Beam Epitaxy, MBE）。其中，MOCVD在高温下存在不可逆TMAl-NH3预反应；MBE对真空度的要求高且存在界面反应。相比较而言，脉冲激光沉积（Pulsed Laser Deposition, PLD）则可很好解决上述问题。PLD采用高能激光烧蚀靶材，可以在低温下、低真空度下进行外延生长突变异质结界面的单晶薄膜，不存在预反应,灵活性强。因此，本文将采用PLD法在2英寸大面积-Al2O3及Si衬底上外延生长AlN单晶薄膜。但是，PLD外延生长薄膜时由于烧蚀粒子具有强方向性，难以形成大面积均匀性薄膜；同时少有人对PLD外延AlN单晶薄膜的生长机理进行系统地分析研究。针对以上现状，我们将研究PLD法在直径为2英寸的大面积-Al2O3及Si衬底上制备高均匀性AlN单晶薄膜，并深入讨论PLD法外延AlN薄膜的缺陷形成机制与生长机理。论文主要研究内容和结论如下：首先，论文研究了在-Al2O3衬底上PLD工艺参数包括生长气压、激光频率、衬底温度、氮化工艺、等离子体氮源对AlN薄膜晶体质量和表面形貌的影响，从而获得了最优工艺参数。在最优条件下，我们实现了AlN单晶薄膜在-Al2O3衬底上的低温外延生长，这是由于烧蚀粒子吸收了激光能量后具有高能的特点，可以在低温衬底上快速迁移和扩散。论文还研究了-Al2O3衬底与AlN薄膜之间的外延关系、界面层特性、以及失配应力。由于PLD高能脉冲沉积作用以及氮化作用抑制了界面反应，我们制备出了近乎零界面层的AlN单晶薄膜。另外论文深入分析了PLD在-Al2O3衬底上外延AlN薄膜的位错形成原因及PLD的外延生长机理。由于AlN与-Al2O3衬底之间存在13.3%晶格失配度，薄膜生长过程中岛间合并时界面处将产生大量位错来释放应力。采用PLD法外延AlN薄膜是二维层状生长模式，因为PLD具有高能和脉冲双重效应，高能效应使得粒子易克服能量势垒，有利于粒子的层间扩散和沿岛扩散；脉冲效应使得粒子在脉冲间断时有足够的弛豫时间扩散迁移到平衡位置，都有利于薄膜的二维层状生长。其次，本文借鉴α-Al2O3衬底上的最优PLD工艺参数，实现了在Si（111）衬底上AlN单晶薄膜的外延生长。同时，论文分析了Si衬底与AlN薄膜之间的外延关系、界面层特性、以及失配应力。在最优PLD条件下，我们在Si （111）衬底上外延也生长了突变界面AlN单晶薄膜，通过高分辨透射电镜表征发现界面十分清晰，尖锐突变，没有产生前人所报道的非晶SiNx层。这主要是由于PLD的预烧蚀作用以及使用了AlN陶瓷靶，降低了衬底Si原子与活性N反应的概率，抑制了Si-N间界面反应。而非最优条件下由于Si在高温下较活泼，AlN/Si （111）界面处Si和AlN相互扩散与渗透，导致两者结合生成AlSiN层，使得AlN薄膜中出现高密度的缺陷。最后，本文分别在2英寸的α-Al2O3及Si衬底上采用PLD成功制备了高均匀性的AlN单晶薄膜。研究发现，采用变速激光扫描方式外延生长AlN薄膜时，薄膜的厚度均匀性均方根偏差仅为4.3%左右。这主要是由于变速激光扫描方式改变了羽辉的空间分布，从而改变了激光烧蚀粒子到达衬底的位置和入射方向，最终获得大面积均匀性薄膜。与此同时，靶基距对羽辉尺寸和等离子体粒子密度分布有影响。生长速度和烧蚀特点随着靶基距而改变，导致薄膜的厚度及其均匀性发生改变。本论文实现了在α-Al2O3及Si衬底上制备了陡峭界面的大面积高均匀性的AlN单晶薄膜，为AlN基器件效率的提高、制造成本的降低提供了重要的应用基础；与此同时，通过深入讨论PLD法外延AlN薄膜的缺陷形成机制与生长机理，还为大面积高质量AlN单晶薄膜的制备提供了重要的理论参考。
张杰[10]（2013）在《固体材料中正电子自洽与非自洽场理论计算》文中提出正电子是电子的反粒子,同时是人类发现的第一个反粒子,正电子与电子相遇会以两γ光子为主要形式发生湮没。这些湮没光子为研究固体材料的基础特性提供了一种途径。在过去半个多世纪里,在无数科研工作者不懈努力下,已发展出一门新型独立学科——正电子湮没谱学（Positron Annihilation Spectroscopy）,它是一种无损探测手段,并且已广泛应用于材料科学如原子层次点缺陷、费米面、元素鉴别等,医学如正电子断层扫描等众多领域。实验上这些诸多成功极大促使了正电子湮没理论研究。为了能更深刻、定量分析这些实验结果,需要全面的、广泛的理论研究。正电子理论模拟计算是正电子材料研究中的一个重要而不可或缺的研究领域,只有通过正电子定量的理论计算,才能从实验上分析出更多物理结果,同时更能可靠地判断材料的微观缺陷结构、化学环境等等。事实上,在正电子各实验探测技术发展的同时,正电子相关理论模拟计算同时也在发展。这里我们认为没有涉及任何自洽计算过程的方法称为非自洽场方法,如经验赝势方法、中性原子叠加方法等,相反则称为自洽场方法,如第一性原理赝势平面波方法等。无论什么方法,到目前为止,基本上都是将正电子与电子这“二态”分开处理,这就是所谓的" conventional scheme ",本文将详细讲述非自洽场中的中性原子叠加方法与自洽场中的赝势平面波方法。在正电子理论计算领域,其它众多的方法虽然有所不同,但处理流程却基本相同,掌握这两种方法,其它计算方法就容易掌握。本文在参阅国内外大量正电子文献及前人工作基础上搭建了正电子相关计算系统,以相关晶体为例进行全面测试,并与实验结果或文献理论计算结果进行比较,对比结果表明这些计算系统的正确性与可靠性,并可用于计算其它复杂材料中正电子湮没行为,为理论研究固体材料打下一定的基础。本博士论文取得的主要成果如下：（1）通过对单质的大量模拟计算发现,在超热化阶段,正电子超热化时间很短,与其在固体材料中的寿命相比可完全忽略,注入深度满足很好的指数关系,这一点与文献符合,但我们计算发现在某些轻元素单质如单晶Si中,正电子注入轮廓不能很好地满足Makhov形式；对于热化过程,计算发现固体材料在低温情况下（小于100K）,超热化时间一般大于5ps,在实验上是可以探测到的,因此在分析低温寿命谱时,必须考虑热化时间的影响,也就是说在通过传统的方法计算得到正电子寿命后,需要考虑热化时间的修正,才能与低温正电子寿命实验结果进行对比。（2）通过对闪锌矿结构和氯化钠结构的化合物计算发现,对于相同晶体结构的化合物,正电子寿命与晶格常数存在简单的关系,这为避免繁琐的寿命计算提供了一种途径。同时应用中性原子叠加方法计算了复杂体系如AgBiSe2体系中寿命情况,计算得到的Ag单空位理论结果是195ps,与我们的实验结果198ps符合很好,从而确定材料中存在Ag空位,而正是Ag空位的存在,使得体系在升温过程中,Ag和Bi双金属原子位置发生交换,这是AgBiSe2体系发生p-n-p转换的重要原因。（3）运用Generator Coordinate Hartree Fock方法可以计算出元素周期表中几乎所有的原子波函数。本文首次将此方法用于正电子理论计算领域,从而可以理论计算出元素周期表中几乎所有元素的正电子波函数参量,这一点弥补了芬兰开发的MKA/Doppler程序包严重的不足；在此自由原子波函数基础上,进一步计算得到的Si多普勒展宽谱与实验结果符合较好；通过与第一性原理赝势平面波方法的对比计算发现,由于其理论模型的根本问题,由中性原子叠加方法计算得到的多普勒展宽谱有些高估了低动量湮没成分,而低估了高动量湮没成分。（4）在考虑带隙修正与虚电荷修正的基础上,计算了半导体Si和AlN中的单空位电荷态缺陷形成能,计算得到的Si单空位形成能与正电子寿命实验获得的缺陷形成能符合很好；而在AlN中,计算得到的N空位形成能很高,因此AlN呈现n型半导体的原因并不是N空位引起的。初步搭建的正电子理论计算系统可用于计算众多晶体结构材料中正电子热化、捕获、湮没等行为,为以后正电子研究固体材料提供理论平台。
二、Monte Carlo方法计算薄膜厚度测定背散射常数C(E_0)（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、Monte Carlo方法计算薄膜厚度测定背散射常数C(E_0)（论文提纲范文）
（1）纳米氧化物的反常铁电性与局域结构（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 纳米材料与局域结构 |
| 2.1.1 纳米材料概述 |
| 2.1.2 材料的局域结构 |
| 2.1.3 纳米材料的局域结构 |
| 2.2 材料的铁电性 |
| 2.2.1 铁电性概述 |
| 2.2.2 铁电材料的基本特性 |
| 2.2.3 纳米铁电材料的研究现状 |
| 2.2.4 局域结构调控纳米铁电材料的性能 |
| 2.3 局域结构的主要研究手段 |
| 2.3.1 基于全散射的原子对分布函数 |
| 2.3.2 X射线吸收谱 |
| 2.3.3 扫描透射电子显微镜 |
| 2.4 本课题研究内容 |
| 3 样品的合成与表征 |
| 3.1 样品制备 |
| 3.2 实验表征手段 |
| 4 纳米钛酸铅反常增强的铁电性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 样品的合成与表征 |
| 4.2.1 样品的合成与处理 |
| 4.2.2 样品的表征与计算 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 纳米钛酸铅增强的四方性 |
| 4.3.2 纳米钛酸铅增强的自发极化 |
| 4.3.3 PbO终端在纳米钛酸铅表面的分布 |
| 4.3.4 表面状态与极化的耦合机理 |
| 4.4 小结 |
| 5 纳米钛酸铅极化分布的三维分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 样品的合成与表征 |
| 5.2.1 样品的合成与处理 |
| 5.2.2 样品的表征 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 纳米钛酸铅的局域结构畸变 |
| 5.3.2 基于RMC的三维极化分布分析 |
| 5.3.3 基于透射电镜手段的二维极化分布分析 |
| 5.3.4 铁电有序的相关性分析 |
| 5.3.5 局域/平均结构的关联与耦合分析 |
| 5.4 小结 |
| 6 纳米二氧化锆的铁电性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 样品的合成与表征方法 |
| 6.2.1 样品的合成与处理 |
| 6.2.2 样品的表征 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 纳米二氧化锆的形貌和平均结构 |
| 6.3.2 纳米二氧化锆的铁电性 |
| 6.3.3 纳米二氧化锆的局域结构畸变 |
| 6.4 小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录A RMC数据分析脚本 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）掺杂ZnO薄膜的应力特性及表面小波分形研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究工作的背景与意义 |
| 1.2 薄膜的表面形貌 |
| 1.2.1 薄膜材料表面形貌的形成 |
| 1.2.2 薄膜材料表面形貌的测试表征 |
| 1.2.3 薄膜表面形貌的研究现状 |
| 1.3 薄膜应力 |
| 1.3.1 薄膜应力的产生 |
| 1.3.2 薄膜应力的测量 |
| 1.3.3 薄膜应力的研究现状 |
| 1.4 本论文的结构安排 |
| 第二章 小波变换原理和分形理论简介 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 小波变换 |
| 2.2.1 傅里叶变换的局限性 |
| 2.2.2 小波变换 |
| 2.3 分形理论 |
| 2.3.1 分形理论概述 |
| 2.3.2 分形理论描述粗糙表面 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 实验技术与测量方法 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 射频磁控溅射法 |
| 3.2.1 溅射原理 |
| 3.2.2 溅射镀膜方式 |
| 3.3 薄膜样品表征 |
| 3.3.1 X射线衍射分析 |
| 3.3.2 原子力显微镜 |
| 3.3.3 扫描电子显微镜 |
| 3.3.4 霍尔效应测试 |
| 3.3.5 紫外—可见分光光度计 |
| 3.3.6 椭圆偏振测量技术 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Ga-ZnO薄膜表面形貌的小波分析 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 样品制备和表征 |
| 4.3 结果和讨论 |
| 4.3.1 GZO薄膜的结构 |
| 4.3.2 GZO薄膜的表面形貌 |
| 4.3.3 GZO薄膜表面形貌的小波分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Ga-ZnO薄膜表面形貌的分形分析 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 分形分析方法 |
| 5.2.1 传统分析方法 |
| 5.2.2 分形分析方法 |
| 5.3 GZO薄膜表面形貌的分形分析 |
| 5.3.1 GZO薄膜表面形貌的分形分析 |
| 5.3.2 GZO薄膜表面形貌的小波分形分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Ga-ZnO薄膜表面形貌及应力特性研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 样品制备和表征 |
| 6.3 沉积时间对GZO薄膜表面形貌以及应力的影响 |
| 6.3.1 GZO薄膜的结构和应力 |
| 6.3.2 GZO薄膜表面形貌和应力的关系 |
| 6.4 退火温度对GZO薄膜表面形貌以及应力的影响 |
| 6.4.1 退火温度对GZO薄膜的结构和应力的影响 |
| 6.4.2 退火后GZO薄膜的表面形貌和应力的关系 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 Ga-ZnO薄膜表面形貌及应力对光电特性调控研究 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验和计算方法 |
| 7.2.1 样品制备和表征 |
| 7.2.2 计算方法和模型 |
| 7.3 结果和讨论 |
| 7.3.1 GZO薄膜的结构和应力 |
| 7.3.2 GZO薄膜表面形貌和电学性能的关系 |
| 7.3.3 GZO薄膜有效质量和光电性能的关系 |
| 7.3.4 应变对禁带宽度的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 总结与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 后续工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
（3）非晶态相变材料的局域结构与相变特性的纳米尺寸效应研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 硫系相变材料简介 |
| 1.3 非晶相变材料的结构 |
| 1.4 非晶相变材料的宏观特性 |
| 1.5 本文研究内容以及章节安排 |
| 2 纳米尺寸效应引起的非晶相变材料局域结构变化 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 纳米尺度相变材料的制备工艺 |
| 2.3 基于X射线吸收谱的非晶相变材料局域结构推定 |
| 2.4 基于分子动力学的非晶相变材料短程有序研究 |
| 2.5 局域结构变化印证宏观相变势垒偏移 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 温度、界面对纳米级非晶相变材料结构特性的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 拉曼光谱学简介 |
| 3.3 相变温度点以下:纳米级非晶相变材料的结构稳定性 |
| 3.4 相变温度点以上:纳米级非晶相变材料的相变特性 |
| 3.5 电介质、金属界面对局域结构转变的抑制 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 非晶相变材料的纳米尺寸效应对存储器特性的调控 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 非晶态纳米相变存储单元阵列的制备工艺 |
| 4.3 非晶态纳米相变存储单元的阻值漂移 |
| 4.4 纳米相变存储单元的电导活化能应用 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 下一步展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读学位期间发表的论文目录 |
| 附录2 攻读学位期间申请的发明专利 |
（4）多层次相变存储器材料的织构演化与光电特性（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 新型存储技术 |
| 2.2 相变存储器材料的选择 |
| 2.3 相变存储器材料的研究现状 |
| 2.3.1 Ge-Sb-Te体系相变存储器材料 |
| 2.3.2 Ge_2Sb_2Te_5相变存储器薄膜 |
| 2.3.3 新型相变存储器材料 |
| 2.4 相变存储器材料的元素掺杂 |
| 2.4.1 掺杂后相变存储器薄膜的微观结构 |
| 2.4.2 掺杂后相变存储器薄膜的光电特性 |
| 2.5 相变存储器薄膜的微观结构与织构演化 |
| 2.5.1 相变存储器薄膜的择尤生长 |
| 2.5.2 相变存储器材料的取向与性能 |
| 2.6 相变存储器薄膜的相变机制 |
| 2.7 界面相变存储器(iPCM) |
| 2.7.1 iPCM的性有能特点 |
| 2.7.2 量子阱与超点阵 |
| 2.7.3 相变存储器薄膜的超点阵结构 |
| 2.7.4 相变存储器薄膜的类超点阵结构 |
| 3 研究背景及意义 |
| 3.1 课题来源 |
| 3.2 选题背景及研究意义 |
| 4 研究内容及方法 |
| 4.1 研究内容 |
| 4.1.1 相变存储器薄膜的金属元素掺杂 |
| 4.1.2 相变存储器薄膜的织构演化规律 |
| 4.1.3 新型多层次相变存储器材料的结构与性能 |
| 4.2 研究方法 |
| 4.2.1 研究方案 |
| 4.2.2 实验方案 |
| 5 经典相变存储器材料Ge_2Sb_2Te_5的结构研究 |
| 5.1 相变存储器薄膜GST的微观结构与取向 |
| 5.1.1 GST薄膜的相组成 |
| 5.1.2 GST/Si(100)薄膜的取向分析 |
| 5.1.3 GST/SiO_2薄膜的取向分析 |
| 5.2 电极材料Ti对相变存储器薄膜GST结构的影响 |
| 5.2.1 GST/Ti界面的元素扩散与相组成 |
| 5.2.2 Ti过渡层对GST薄膜微观结构的影响 |
| 5.2.3 Ti过渡层对GST薄膜力学性能的影响 |
| 5.2.4 Ti过渡层对GST薄膜晶粒长大的影响机制 |
| 5.3 小结 |
| 6 Sn掺杂对Ge_2Sb_2Te_5薄膜结构与光电特性的影响 |
| 6.1 GST-Sn相变存储器薄膜的微观结构 |
| 6.1.1 GST-Sn薄膜的成分 |
| 6.1.2 GST-Sn薄膜的相组成 |
| 6.1.3 GST-Sn薄膜的局部原子排列 |
| 6.2 GST-Sn相变存储器薄膜的键合状态与热稳定性 |
| 6.3 GST-Sn相变存储器薄膜的电学特性 |
| 6.4 GST-Sn相变存储器薄膜的光学反射率 |
| 6.4.1 Sn掺杂对GST薄膜光学反射率的影响 |
| 6.4.2 GST-Sn薄膜光学特性的提高机制 |
| 6.5 小结 |
| 7 新型相变存储器材料Ga-Sb的结构与应用研究 |
| 7.1 二元Ga-Sb体系 |
| 7.1.1 不同成分Ga-Sb薄膜的相组成 |
| 7.1.2 相变前后Ga-Sb薄膜的稳定性 |
| 7.1.3 不同成分Ga-Sb薄膜的力学性能 |
| 7.2 类超点阵结构[GaSb/GST]_n薄膜体系 |
| 7.2.1 [GaSb/GST]_n的层间原子扩散 |
| 7.2.2 [GaSb/GST]_n的微观结构 |
| 7.2.3 [GaSb/GST]_n的电学特性与低功耗 |
| 7.2.4 [GaSb/GST]_n的超硬度与超模量效应 |
| 7.3 小结 |
| 8 GaSb掺杂对Ge_2Sb_2Te_5薄膜结构与稳定性的影响 |
| 8.1 GST-GaSb薄膜的微观结构 |
| 8.1.1 GST-GaSb薄膜的成分 |
| 8.1.2 GST-GaSb薄膜的表面形貌 |
| 8.2 GST-GaSb薄膜的相变过程 |
| 8.2.1 GST-GaSb薄膜的结构转变机制 |
| 8.2.2 GST-GaSb薄膜的晶格畸变与微应力 |
| 8.3 GST-GaSb薄膜的原子占位 |
| 8.4 GST-GaSb薄膜的性能与特性 |
| 8.4.1 GST-GaSb的电学特性 |
| 8.4.2 GST-GaSb的力学特性 |
| 8.5 小结 |
| 9 结论 |
| 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）钛铝（铌）氮/碳化物（TiAl（Nb）N/C）薄膜的微观结构、力学性能和摩擦学行为的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 过渡金属氮/碳化物 |
| 1.2.1 过渡金属氮/碳化物的电子结构与硬度 |
| 1.2.2 TiN和 TiC基薄膜的微观结构和性能调控 |
| 1.3 TiAlN基薄膜 |
| 1.3.1 TiAlN薄膜的结构与热稳定性 |
| 1.3.2 合金化对TiAlN薄膜的影响 |
| 1.4 TiAlC基薄膜 |
| 1.4.1 TiAlC薄膜的结构和摩擦学性能 |
| 1.4.2 TiAlC基薄膜的纳米复合结构 |
| 1.5 本文的选题依据与研究内容 |
| 第二章 薄膜的制备与表征 |
| 2.1 实验装置 |
| 2.2 薄膜表征 |
| 2.2.1 薄膜结构的表征 |
| 2.2.2 薄膜形貌的表征 |
| 2.2.3 薄膜成分的表征 |
| 2.2.4 薄膜力学性能的表征 |
| 2.2.5 薄膜摩擦性能的表征 |
| 第三章 TiAl(Nb)N 薄膜的微观结构和力学性能研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 TiAlN薄膜的微观结构及力学性能研究 |
| 3.2.1 实验及表征 |
| 3.2.2 结果与讨论 |
| 3.2.2.1 N_2流量对TiAlN薄膜的微观结构影响 |
| 3.2.2.2 N_2流量对TiAlN薄膜力学性能的影响 |
| 3.2.2.3 沉积温度对TiAlN薄膜结构与力学性能的影响 |
| 3.3 TiAlNbN薄膜的微观结构及力学性能研究 |
| 3.3.1 实验及表征 |
| 3.3.2 结果与讨论 |
| 3.3.2.1 N_2流量对TiAlNbN薄膜的微观结构影响 |
| 3.3.2.2 N_2流量对TiAlNbN薄膜的力学性能影响 |
| 3.3.2.3 沉积温度对TiAlNbN薄膜微观结构与力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 TiAl(Nb)C 薄膜的微观结构、力学性能和摩擦学行为研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 TiAlC薄膜的微观结构、力学性能和摩擦学行为研究 |
| 4.2.1 实验及表征 |
| 4.2.2 结果与讨论 |
| 4.2.2.1 TiAlC薄膜的成分、结构与形貌 |
| 4.2.2.2 TiAlC薄膜的力学性能 |
| 4.2.2.3 TiAlC薄膜的摩擦学行为 |
| 4.3 TiAlNbC薄膜的微观结构、力学性能和摩擦学行为研究 |
| 4.3.1 实验及表征 |
| 4.3.2 结果与讨论 |
| 4.3.2.1 TiAlNbC薄膜的成分、结构与形貌 |
| 4.3.2.2 TiAlNbC薄膜的力学性能 |
| 4.3.2.3 TiAlNbC薄膜的摩擦学行为 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术成果 |
| 致谢 |
（6）锆氢化物物相及氢同位素原子占位研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 锆-氢体系的结构 |
| 1.3 锆-氢体系反应特性 |
| 1.4 锆-氢体系同位素效应 |
| 1.4.1 锆与氢同位素气体反应的同位素效应 |
| 1.4.2 锆氢(氘)化物物理性质的同位素效应 |
| 1.5 锆薄膜的制备及应用 |
| 1.5.1 薄膜的沉积过程 |
| 1.5.2 薄膜沉积过程的理论模拟 |
| 1.5.3 锆膜的制备及应用 |
| 1.6 结论 |
| 1.7 论文研究目的及意义 |
| 第二章 锆氢(氘)化物物相组成与结构的XRD研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验 |
| 2.2.1 原材料 |
| 2.2.2 锆氢(氘)化物的制备 |
| 2.2.3 锆氢(氘)化物结构的分析表征 |
| 2.3 锆氢(氘)化物物相组成与结构的XRD研究 |
| 2.3.1 锆氢化物物相组成与结构的XRD研究 |
| 2.3.1.1 ZrH_x(x=0～2.0)相变过程的XRD研究 |
| 2.3.1.2 hcp+fcc双相锆氢化物组成与结构的XRD研究 |
| 2.3.1.3 ε相锆氢化物组成与结构的XRD研究 |
| 2.3.2 锆氘化物物相组成与结构的XRD研究 |
| 2.2.3.1 ZrD_x(x=0～2.0)相变过程的XRD研究 |
| 2.2.3.2 hcp+fcc双相锆氘化物物相组成与结构的XRD研究 |
| 2.2.3.3 ε相锆氘化物组成与结构的XRD研究 |
| 2.3.3 锆氢氘化物物相组成与结构的XRD研究 |
| 2.4 锆氢(氘)化物物相组成及结构的对比 |
| 2.4.1 锆氢/氘化物物相组成及结构对比 |
| 2.4.2 锆氢化物、氘化物、氢氘化物结构对比 |
| 2.5 小结 |
| 第三章 锆氢(氘)化物物相组成与氢同位素原子占位的中子衍射研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 实验样品 |
| 3.2.2 中子衍射原理 |
| 3.2.3 中子衍射谱仪 |
| 3.2.4 中子衍射谱图的精修方法 |
| 3.3 锆氘化物物相组成与氘原子占位的中子衍射分析 |
| 3.3.1 锆氘化物物相组成与结构的中子衍射分析 |
| 3.3.2 锆氘化物中氘原子的占位 |
| 3.4 锆氢氘化物物相组成与氢同位素原子占位的中子衍射分析 |
| 3.4.1 锆氢氘化物物相组成与结构的中子衍射分析 |
| 3.4.2 锆氢氘化物中氢氘原子的占位 |
| 3.5 锆氘化物与锆氢氘化物结构的对比 |
| 3.6 锆氘化物结构的透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 3.7 小结 |
| 第四章 锆膜沉积过程的理论模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 理论模拟方法描述 |
| 4.3 锆薄膜生长过程的二维模拟 |
| 4.4 沉积参数对锆膜生长的影响规律 |
| 4.5 锆膜的制备及结构分析 |
| 4.5.1 实验 |
| 4.5.2 单晶钼底衬上沉积锆膜的结构 |
| 4.5.3 多晶钼底衬上沉积锆膜的结构 |
| 4.6 结论 |
| 第五章 主要结论和后续研究方向 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 主要创新点 |
| 5.3 后续研究方向 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读博士学位期间公开发表的学术论文和参加的学术交流活动 |
（7）Mo2FeB2基金属陶瓷显微组织形成及硬质相晶粒生长动力学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Mo_2FeB_2 基金属陶瓷烧结过程中的物理化学变化 |
| 1.2.1 相变 |
| 1.2.2 显微组织的演变 |
| 1.3 液相烧结过程中硬质相晶粒的长大 |
| 1.4 主要冶金因素对Mo_2FeB_2 基金属陶瓷显微组织及性能的影响 |
| 1.4.1 烧结工艺对Mo_2FeB_2 基金属陶瓷显微组织以及性能的影响 |
| 1.4.2 化学成分对Mo_2FeB_2 基金属陶瓷显微组织以及性能的影响 |
| 1.5 蒙特卡罗方法及其在模拟材料微观组织形成中的应用 |
| 1.5.1 蒙特卡罗方法 |
| 1.5.2 蒙特卡罗方法在模拟材料微观组织形成中的应用 |
| 1.6 价电子理论及其在金属陶瓷研究中的应用 |
| 1.6.1 EET理论和改进的TFD理论 |
| 1.6.2 价电子理论在金属陶瓷研究中的应用 |
| 1.7 本文的主要研究目的和内容 |
| 1.7.1 主要研究目的 |
| 1.7.2 主要研究内容 |
| 1.8 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料的制备及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 成分配方以及原料初始条件 |
| 2.3 金属陶瓷的制备工艺 |
| 2.4 显微组织形成的蒙特卡罗模拟 |
| 2.5 分析与测试 |
| 2.5.1 差式扫描量热分析 |
| 2.5.2 显微组织分析 |
| 2.5.3 力学性能测试 |
| 2.6 晶粒生长动力学方程的建立和生长激活能的计算 |
| 第三章 Mo_2FeB_2 基金属陶瓷显微组织形成的蒙特卡罗模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 模拟方法 |
| 3.2.2 试验方法 |
| 3.3 液相烧结过程中金属陶瓷显微组织形成的蒙特卡罗模拟 |
| 3.3.1 Mo/B原子比为0.9 的金属陶瓷显微组织形成的蒙特卡罗模拟 |
| 3.3.2 Mo/B原子比为1.1 的金属陶瓷显微组织形成的蒙特卡罗模拟 |
| 3.4 模拟结果的实验验证 |
| 3.4.1 金属陶瓷混合料的DSC分析 |
| 3.4.2 Mo/B原子比为0.9 的金属陶瓷模拟结果的实验验证 |
| 3.4.3 Mo/B原子比为1.1 的金属陶瓷模拟结果的实验验证 |
| 3.5 模拟过程的修正 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 液相烧结阶段硬质相晶粒生长动力学的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验方法 |
| 4.3 Mo/B原子比为0.9 的金属陶瓷硬质相晶粒生长动力学研究 |
| 4.3.1 L1 液相烧结阶段硬质相晶粒生长动力学的研究 |
| 4.3.2 L2 液相烧结阶段硬质相晶粒生长动力学的研究 |
| 4.3.3 Mo/B原子比为0.9 的金属陶瓷硬质相晶粒的生长机制 |
| 4.4 Mo/B原子比为1.1 的金属陶瓷硬质相晶粒生长动力学研究 |
| 4.4.1 L1 液相烧结阶段硬质相晶粒生长动力学的研究 |
| 4.4.2 L2 液相烧结阶段硬质相晶粒生长动力学的研究 |
| 4.4.3 Mo/B原子比为1.1 的金属陶瓷硬质相晶粒的生长机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 不同形貌的硬质相晶粒形成机理及其对力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 研究方法 |
| 5.3 金属陶瓷价电子结构的计算 |
| 5.3.1 硬质相价电子结构的计算 |
| 5.3.2 硬质相不同晶面的“相结构形成因子”的统计平均值SF'的计算 |
| 5.3.3 粘接相价电子结构的计算 |
| 5.3.4 异相界面电子密度差的计算 |
| 5.4 计算结果 |
| 5.5 硬质相晶粒的形成机理分析 |
| 5.6 硬质相晶粒形貌对Mo_2FeB_2 基金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 本文主要结论 |
| 6.2 本文的创新之处 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间取得的研究成果及发表的学术论文 |
（8）InN MOVPE外延中的双铟原子层调控与氢诱导氮化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 InN晶体生长研究历程 |
| 1.3 基于MOVPE方法的InN生长现状 |
| 1.4 论文研究方向及其框架 |
| 参考文献 |
| 第二章 InN晶体的动力学模拟、外延及表征方法 |
| 2.1 InN动力学模拟方法 |
| 2.2 InN金属有机物气相外延 |
| 2.3 InN特性表征方法 |
| 参考文献 |
| 第三章 InN外延中的双铟原子层调控 |
| 3.1 InN铟极性表面的原子结构模型 |
| 3.2 InN铟极性表面氮原子的动力学行为 |
| 3.3 InN的双铟原子层调控生长 |
| 3.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 InN外延中的氢诱导氮化 |
| 4.1 氢原子对表面氮原子的诱导穿透作用 |
| 4.2 InN MOVPE外延中的氢诱导氮化 |
| 4.3 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 总结与展望 |
| 附录 |
| 致谢 |
（9）脉冲激光沉积法外延生长大面积AlN单晶薄膜及其生长机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 AlN 的基本特征及其应用 |
| 1.1.1 AlN 的结构 |
| 1.1.2 AlN 薄膜的性质及其应用 |
| 1.2 AlN 薄膜的研究进展 |
| 1.2.1 AlN 薄膜制备方法 |
| 1.2.2 AlN 薄膜生长的衬底 |
| 1.2.3 -Al_2O_3衬底上外延 AlN 薄膜的研究进展 |
| 1.2.4 Si 衬底上外延 AlN 薄膜的研究进展 |
| 1.3 本论文的研究内容与目标 |
| 1.3.1 AlN 薄膜的制备及应用中存在的问题 |
| 1.3.2 本论文的研究内容与目标 |
| 1.4 本论文的创新性之处 |
| 第二章 PLD 原理与表征方法 |
| 2.1 PLD 设备介绍 |
| 2.1.1 真空沉积系统 |
| 2.1.2 激光器 |
| 2.1.3 射频等离子体氮发射器 |
| 2.1.4 反射式高能电子衍射仪 |
| 2.2 PLD 外延沉积薄膜原理 |
| 2.2.1 激光与靶材的相互作用 |
| 2.2.2 羽辉等离子体的膨胀过程 |
| 2.2.3 粒子在衬底表面沉积成膜 |
| 2.3 PLD 工艺参数对薄膜外延生长的影响机制 |
| 2.3.1 脉冲激光能量 |
| 2.3.2 生长气压 |
| 2.3.3 衬底温度 |
| 2.3.4 氮化工艺 |
| 2.3.5 射频等离子体工艺 |
| 2.3.6 激光扫描工艺(Raster) |
| 2.4 表征方法 |
| 2.4.1 反射高能电子衍射仪(RHEED) |
| 2.4.2 X 射线衍射仪(XRD) |
| 2.4.3 原子力显微镜(AFM) |
| 2.4.4 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.4.5 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.4.6 椭圆偏振光法(Ellipsometry) |
| 2.4.7 白光干涉仪(Interferometer) |
| 第三章 α-Al_2O_3衬底上 AlN 薄膜的 PLD 生长与机理研究 |
| 3.1 PLD 沉积 AlN 薄膜的工艺流程 |
| 3.2 PLD 工艺参数对 AlN/α-Al_2O_3薄膜及生长机制的影响 |
| 3.2.1 生长气压 |
| 3.2.2 激光频率 |
| 3.2.3 衬底温度 |
| 3.2.4 氮化工艺 |
| 3.2.5 射频等离子体氮 |
| 3.3 α-Al_2O_3衬底上 PLD 外延生长的 AlN 薄膜的性质 |
| 3.3.1 α-Al_2O_3上 PLD 生长 AlN 薄膜的外延关系 |
| 3.3.2 PLD 生长的 AlN/α-Al_2O_3的界面层特性 |
| 3.3.3 α-Al_2O_3衬底上 PLD 生长 AlN 薄膜的应力研究 |
| 3.4 α-Al_2O_3上生长 AlN 薄膜缺陷分析与 PLD 生长机理研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Si 衬底上 AlN 薄膜的 PLD 外延生长及机理研究 |
| 4.1 Si 衬底上外延生长 AlN 薄膜主要存在的问题 |
| 4.2 生长气压对 AlN/Si 薄膜的晶体质量和表面形貌的影响 |
| 4.3 生长时间对 AlN/Si 薄膜的晶体质量和表面形貌的影响 |
| 4.4 Si(111)衬底上 PLD 生长 AlN 薄膜的性质 |
| 4.4.1 Si(111)衬底上 PLD 生长 AlN 薄膜的外延关系 |
| 4.4.2 PLD 生长的 AlN/ Si(111)界面层特性 |
| 4.4.3 Si(111)衬底上 PLD 生长 AlN 薄膜的应力研究 |
| 4.5 Si(111)衬底上 AlN 薄膜缺陷分析与 PLD 生长机理研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 2 英寸大面积 AlN 薄膜的制备与均匀性研究 |
| 5.1 激光扫描技术对大面积 AlN 薄膜均匀性的影响 |
| 5.2 靶基距对大面积 AlN 薄膜均匀性的影响 |
| 5.3 生长时间对大面积 AlN 薄膜均匀性的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士/硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 答辩委员会对论文的评定意见 |
（10）固体材料中正电子自洽与非自洽场理论计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 正电子研究简史 |
| 1.2 正电子在固体材料中行为简介 |
| 1.2.1 正电子超热化过程 |
| 1.2.2 正电子热化过程 |
| 1.2.3 正电子扩散过程 |
| 1.2.4 正电子捕获过程 |
| 1.2.5 正电子湮没过程 |
| 1.3 正电子三种基本实验技术 |
| 1.3.1 正电子放射源 |
| 1.3.2 正电子寿命实验技术 |
| 1.3.3 正电子多普勒实验技术 |
| 1.3.4 正电子慢束实验技术 |
| 1.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第二章 正电子超热化与热化动力学过程计算 |
| 2.1 价电子平均束缚能 |
| 2.1.1 铝价电子平均束缚能 |
| 2.1.2 硅价电子平均束缚能 |
| 2.1.3 铁价电子平均束缚能 |
| 2.1.4 铜价电子平均束缚能 |
| 2.1.5 C_2H_8O_2与VO_2价电子平均束缚能 |
| 2.2 正电子超热化过程 |
| 2.2.1 弹性散射 |
| 2.2.2 非弹性散射 |
| 2.2.3 正电子注入轮廓与注入深度 |
| 2.2.4 铝和硅单晶中正电子超热化模拟结果 |
| 2.3 正电子热化过程 |
| 2.3.1 正电子热化理论 |
| 2.3.2 单晶铝与硅热化过程计算结果 |
| 2.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 正电子能带与寿命计算 |
| 3.1 正电子能带计算 |
| 3.1.1 正电子能带计算理论基础 |
| 3.1.2 单晶Si与AlN中的正电子能带 |
| 3.2 正电子寿命计算 |
| 3.2.1 正电子寿命计算理论基础 |
| 3.2.2 正电子寿命理论与实验结果 |
| 3.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 正电子角关联计算 |
| 4.1 正电子多普勒展宽理论框架 |
| 4.2 正电子与电子波函数计算 |
| 4.2.1 正电子波函数 |
| 4.2.2 电子波函数 |
| 4.3 铝和硅中正电子湮没多普勒展宽谱 |
| 4.3.1 单晶Al多普勒展宽谱计算结果 |
| 4.3.2 单晶Si多普勒展宽理论与实验结果 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 电荷态缺陷形成能计算 |
| 5.1 晶体缺陷简介 |
| 5.2 缺陷形成能理论基础 |
| 5.2.1 超胞和特殊k点的选取 |
| 5.2.2 带隙修正与虚电荷修正 |
| 5.3 硅和氮化铝中的计算结果 |
| 5.3.1 硅单空位缺陷形成能理论与实验结果 |
| 5.3.2 氮化铝电荷态缺陷形成能计算结果 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 附录Ⅰ：文章中计算所用的常数 |
| 附录Ⅱ：直角坐标系与球坐标系基本物理量转换关系 |
| 致谢 |
| 在读期间已发表的学术论文 |
四、Monte Carlo方法计算薄膜厚度测定背散射常数C(E_0)（论文参考文献）
- [1]纳米氧化物的反常铁电性与局域结构[D]. 孙静. 北京科技大学, 2021
- [2]掺杂ZnO薄膜的应力特性及表面小波分形研究[D]. 景晨蕾. 电子科技大学, 2021(01)
- [3]非晶态相变材料的局域结构与相变特性的纳米尺寸效应研究[D]. 马平. 华中科技大学, 2020(01)
- [4]多层次相变存储器材料的织构演化与光电特性[D]. 尹琦璕. 北京科技大学, 2020(01)
- [5]钛铝（铌）氮/碳化物（TiAl（Nb）N/C）薄膜的微观结构、力学性能和摩擦学行为的研究[D]. 王美佳. 吉林大学, 2020(08)
- [6]锆氢化物物相及氢同位素原子占位研究[D]. 陈淼. 中国工程物理研究院, 2019(01)
- [7]Mo2FeB2基金属陶瓷显微组织形成及硬质相晶粒生长动力学研究[D]. 邵想. 南京航空航天大学, 2019(02)
- [8]InN MOVPE外延中的双铟原子层调控与氢诱导氮化[D]. 周瑾. 厦门大学, 2018(06)
- [9]脉冲激光沉积法外延生长大面积AlN单晶薄膜及其生长机理研究[D]. 杨慧. 华南理工大学, 2013(06)
- [10]固体材料中正电子自洽与非自洽场理论计算[D]. 张杰. 中国科学技术大学, 2013(10)