Анализ из первых принципов точечных дефектов в сверхрешётках GaAs/AlAs: стабильность, зональная структура и подвижность

Аннотация

Продвинутые полупроводниковые сверхрешётки играют важную роль в критически важных высокотехнологичных приложениях: аэрокосмическая, высокоэнергетическая физика, детекция гравитационных волн, астрономия, ядерные области. В таких экстремальных условиях, как высокие облучающие среды, эти сверхрешётки генерируют различные дефекты, которые в конечном счёте могут привести к отказу устройств. Однако для сверхрешётки GaAs/AlAs фазовая стабильность и влияние на производительность устройств точечных дефектов до сих пор неясны. Настоящие расчёты показывают, что в сверхрешётке GaAs/AlAs антисайт-дефекты энергетически более благоприятны, чем вакансии и интерстициалы. Дефекты As_X (X = Al или Ga) и X_As всегда индуцируют металличность сверхрешётки GaAs/AlAs, тогда как Ga_Al и Al_Ga антисайт-дефекты незначительно влияют на электронную структуру. Для сверхрешётки с интерстициальными или вакантными дефектами наблюдается значительное сужение запрещённой зоны или индуцированная металличность. Дальнейшие расчёты показывают, что интерстициальные и вакантные дефекты значительно снижают электронную подвижность, тогда как антисайт-дефекты оказывают относительно меньшее влияние. Результаты углубляют понимание эффектов радиационного повреждения сверхрешётки GaAs/AlAs, предоставляя руководство для проектирования высокостабильных и долговечных полупроводниковых сверхрешёток для электроники и оптоэлектроники в экстремальных средах.

Введение

Сверхрешётка (СР) — искусственный материал, состоящий из чередующихся тонких слоёв двух или более компонентов. (GaAs)_n/(AlAs)_m — одна из самых важных СР со времен разработки высокоэлектронно-подвижных транзисторов (HEMT) и квантовых каскадных лазеров (QCL) несколько десятилетий назад. Недавно благодаря прогрессу эпитаксии плёнок и нанофабрикации, (GaAs)_n/(AlAs)_m SR и наноустройства с (n+m) от 2 до 10 продемонстрировали волнующие физические свойства, связанные с люминесценцией, оптической абсорбцией, двухфотонным поглощением, Рамановскими и ИК-спектрами, что открыло перспективы в оптоэлектронике, сенсорике, светодиодах, энергетике и лазерных гражданских/промышленных областях. В то же время, для критических высокотехнологичных приложений — аэрокосмическая, высокоэнергетическая физика, гравитационно-волновая детекция, астрономия, космические полёты, ядерная и национальная безопасность — полупроводниковые СР и устройства подвергаются различным облучающим средам (рентген, нейтроны, электроны, ионы), что может генерировать дефекты: примеси, вакансии, интерстициалы, антисайты и их комплексы. Поскольку полупроводниковые материалы и их физические свойства критичны для работы электронных устройств и интегральных схем, даже малые количества дефектов могут кардинально менять их оптические и транспортные свойства, особенно в многослойных системах.

Влияние чужеродных примесей или собственных дефектов на полупроводниковые СР и их компоненты изучали десятилетиями. Zollo с соавторами применили DFT для исследования стабильности точечных дефектов в GaAs и обнаружили, что антисайт-дефекты более благоприятны. Kahaly с соавторами изучили структуру GaAs/AlAs SR методом DFT и нашли, что вакансия арсенида (V_As) на границе и рядом с ней приводит к проводящему квази-2DEG между изолирующими диэлектрическими арсенидами. Спасов с соавторами исследовали влияние азотных примесей на перенос заряда и электрон-дырочную рекомбинацию в диодах GaAs/AlAs SR, сообщив, что N-атомы модифицируют энергию электронного минизона и препятствуют электронной диффузии через минизону SR, что может вести к сильной радиационной рекомбинации электрон-дырочных пар. Wang с соавторами изучили интердиффузию, индуцированную Zn-примесью в структурах GaAs/AlAs SR, используя аб-инцио молекулярную динамику (AIMD), показав, что Zn-диффузия ассистируется группой-III элементами, выталкиваемыми в интерстициальные каналы и быстро диффундирующими, тем самым дезорганизуя сверхрешётку. Митра и Старк нашли, что наличие вакансий усиливает Ga/Al интерсмешивание в GaAs/AlAs SR, вследствие предложенного двух-атомного кольцевого механизма диффузии. Недавно провели AIMD симуляцию радиационного отклика GaAs/AlAs SR, определив минимальные энергии для постоянного смещения каждого атома из узла решётки, пути генерации дефектов и типы создаваемых дефектов. Раскрыто, что созданные Френкелевские пары Ga (или Al или As) и антисайт-пары As_Ga-Ga_As оказывают глубокое влияние на распределение плотности состояний и зонную структуру GaAs/AlAs SR.

До сих пор стабильность точечных дефектов в структуре СР и транспортные свойства вроде переноса заряда остаются неизвестными. Витально важно исследовать, как присутствие вакантных, интерстициальных и антисайт-дефектов влияет на структурную стабильность и электрические свойства GaAs/AlAs SR. В этом исследовании изучена фазовая стабильность одиночных вакансий Ga (или Al или As), одиночных интерстициалов Ga (или Al или As) и одиночных антисайт-дефектов Ga_As (или Al_As или As_Ga или As_Al). Показано, что антисайт-дефекты энергетически более благоприятны, чем вакансии и интерстициалы. Зонные структуры этих дефектных состояний исследованы гибридным DFT методом, включающим часть точного обмена из теории Хартри-Фока с остальной частью обменно-корреляционной энергии из других источников (аб-инцио или эмпирических), и ожидается, что он даёт более точное описание электронной структуры полупроводниковых материалов, чем стандартный DFT. В частности, предсказана электронная подвижность. Оказалось, что интерстициальные и вакантные дефекты значительно снижают электронную подвижность, тогда как антисайт-дефекты оказывают относительно меньшее влияние. Эта работа продвинет понимание эффектов радиационного повреждения полупроводниковых сверхрешёток и даст руководство для проектирования высокостабильных и долговечных сверхрешёток для электроники и оптоэлектроники в экстремальных средах.

Методы

В этом исследовании структурные релаксации выполнены в рамках стандартного DFT, а зонные структуры рассчитаны гибридным DFT в рамках Heyd-Scuseria-Ernzerhof (HSE) на релаксированных структурах. Все расчёты выполнены с пакетом Vienna Ab Initio Simulation Package (VASP). Проекторно-авгументированные волновые псевдопотенциалы описывают взаимодействие ионов и электронов, обменно-корреляционные эффекты — локальная аппроксимация плотности в параметризации Цеперли-Олдер. Критерии сходимости для суммарных энергий и сил — 10⁻⁴ эВ и 10⁻³ эВ/Å соответственно. Начальная точечная группа кристаллов AlAs и GaAs — T_d группа цинковой бленды, как показано на рис. 1а. Иллюстрация рассматриваемых точечных дефектов приведена на рис. 1б. Рассматриваемая GaAs/AlAs СР, содержащая два монослоя GaAs, чередующихся с двумя монослоями AlAs, изображена на рис. 2 вместе с рассматриваемыми точечными дефектами.

Схематичный вид геометрических структур: a — XAs (X = Ga или Al); b — дефекты в XAs. V_X: (X = Ga, Al или As) вакансия X; X_int: интерстициал X; X_As: X занимает узел As; As_X: As занимает узел X. Жёлтые и фиолетовые сферы представляют вакантные и интерстициальные дефекты соответственно.

Схематичный вид геометрических структур: a — идеальная GaAs/AlAs сверхрешётка; b и c — GaAs/AlAs сверхрешётка с различными точечными дефектами. X_Y: (X, Y = Ga, Al или As) X занимает узел Y; V_X: вакансия X; X_int: интерстициал X. Жёлтые и карминные сферы представляют вакантные и интерстициальные дефекты соответственно.

Результаты и обсуждение

Основные свойства GaAs и AlAs в базовом состоянии

Как показано в таблице 1, решёточные постоянные объёмных GaAs и AlAs определены как 5,61 и 5,63 Å соответственно, что хорошо согласуется с экспериментальными и другими теоретическими значениями. Несоответствие решёток между GaAs и AlAs мало, и решёточная постоянная GaAs/AlAs SR принята как промежуточное значение 5,62 Å. Объёмный модуль рассчитан по формуле B = ⅓(C₁₁ + 2C₁₂), где C₁₁ и C₁₂ — эластичные постоянные. Объёмный модуль GaAs равен 76,3 ГПа, близко к 76,5 ГПа для AlAs. Эти результаты в разумном согласии с теоретическими и экспериментальными данными.

Энергия формирования дефектов в сверхрешётке GaAs/AlAs

Для GaAs/AlAs SR и объёмных состояний энергия формирования дефекта рассчитывается по формуле E_f = E_def - E_undef + Σ Δn_iμ_i. Здесь E_def — суммарная энергия дефектной ячейки после релаксации, E_undef — суммарная энергия релаксированной идеальной суперячейки, Δn_i — изменение числа частиц вида i (i = Ga, Al или As), μ_i — химический потенциал вида i.

Для объёмных XAs (X = Al или Ga) химические потенциалы As и X подчиняются ограничениям: μ_X ≤ μ_X^bulk, μ_As ≤ μ_As^bulk, μ_As + μ_X = μ_XAs^bulk. Энергии формирования дефектов при X-богатых условиях (μ_X = μ_X^bulk, μ_As = μ_XAs^bulk - μ_X^bulk) и As-богатых условиях (μ_As = μ_As^bulk, μ_X = μ_XAs^bulk - μ_As^bulk) сводятся в таблице 2. Для GaAs при As-богатых условиях антисайт-дефект As_Ga (As на узле Ga) наиболее энергетически благоприятен с наименьшей энергией формирования 1,57 эВ. Следующий по благоприятности — антисайт-дефект Ga_As (Ga на узле As) с 2,31 эВ. Интерстициал As_int имеет наибольшую энергию формирования 5,20 эВ, что говорит о его трудности формирования. При Ga-богатых условиях V_Ga, As_int и As_Ga имеют большие энергии формирования, а V_As, Ga_int и Ga_As — меньшие, по сравнению с As-богатыми условиями. Очевидно, стабильность дефектов зависит от химической среды. По сравнению с GaAs, энергии формирования дефектов в AlAs обычно больше, за исключением случаев As_int и As_X (X = Al или Ga) при As-богатых условиях. Антисайт-дефекты As_Al и Al_As определены как наиболее благоприятные при As-богатых и Al-богатых условиях соответственно. Как и в GaAs, As_int также неблагоприятен в AlAs. Энергии формирования дефектов при As-богатых и X-богатых (X = Ga или Al) условиях в объёмных XAs изображены на рис. 3. Рис. 3а показывает, что антисайт-дефекты As_Ga и Ga_As более благоприятны при As-богатых и Ga-богатых условиях соответственно. Замечено, что антисайт-дефект As_Al предпочтителен в большинстве случаев (рис. 3б). При Al-богатых условиях фазовая стабильность дефектов Al_As, V_As и As_Al близки, с энергиями формирования 3,0, 3,16 и 3,24 эВ соответственно. Также найдено, что в GaAs и AlAs неблагоприятность As_int независима от химической среды. Zollo с соавторами провели расчёты из первых принципов для GaAs и их DFT результаты показали, что энергии формирования As_Ga и Ga_As меньше, чем для вакансий и интерстициалов, что согласуется с нашими результатами.

Энергии формирования дефектов при As-богатых и катионно-богатых условиях в a — GaAs, b — AlAs и c — GaAs/AlAs сверхрешётке. X_Y: (X, Y = Ga, Al или As) X занимает узел Y; V_X: вакансия X; X_int: интерстициал X.

E_f в структуре GaAs/AlAs SR также рассчитаны при As-богатых условиях (μ_As = μ_As^bulk, μ_Al = μ_AlAs^bulk - μ_As^bulk, μ_Ga = μ_GaAs^bulk - μ_As^bulk) и катионно-богатых условиях (μ_Al = μ_Al^bulk, μ_Ga = μ_Ga^bulk, μ_As = (μ_SL^bulk - n_Alμ_Al^bulk - n_Gaμ_Ga^bulk)/n_As), где n_Al, n_Ga, n_As — числа атомов Al, Ga, As в ячейке моделирования. Как показано в таблице 3, дефект Al_Ga имеет отрицательные энергии формирования: -0,62 и -0,27 эВ при As-богатых и катионно-богатых условиях соответственно, указывая, что формирование антисайт-дефекта Al_Ga — экзотермический процесс. Для дефекта Ga_Al энергии формирования составляют -0,01 эВ при As-богатых и 0,29 эВ при катионно-богатых условиях. Очевидно, формирование антисайт-дефектов Al_Ga и Ga_Al в структуре GaAs/AlAs SR намного легче, чем других точечных дефектов. При As-богатых условиях энергии формирования вторых по благоприятности дефектов As_Ga и As_Al равны 1,67 и 1,74 эВ соответственно. Для интерстициалов фазовая стабильность следует тренду Ga_int > Al_int > As_int при обоих типах условий. Энергии формирования дефектов в структуре GaAs/AlAs SR также показаны на рис. 3с. По сравнению с объёмным GaAs, точечные дефекты в GaAs/AlAs SR обычно труднее формировать, за исключением As_int (рис. 3а, с). Энергии формирования As_int в объёмном GaAs составляют 5,20 и 5,81 эВ при As-богатых и Ga-богатых условиях, что немного больше соответствующих значений 5,01 и 5,76 эВ в GaAs/AlAs SR. Как показано на рис. 3б и с, стабильность точечных дефектов в объёмном AlAs и структуре SR показывает другой характер. Дефекты Al_As и As_int более энергетически благоприятны в GaAs/AlAs SR, чем в объёмном AlAs, тогда как V_As дефект более предпочтителен в объёмном AlAs, чем в SR. Замечено, что при As-богатых и Al-богатых условиях энергии формирования Al_int в объёмном AlAs сопоставимы с таковыми в GaAs/AlAs SR. Аналогично, дефект V_Al в объёмном AlAs и SR показывает похожую благоприятность, с сопоставимыми энергиями формирования. В случае дефекта As_Al, энергия формирования при As-богатых условиях меньше (1,46 эВ) в структуре SR, тогда как при катионно-богатых — меньше (3,10 эВ) в объёмном AlAs, что указывает на зависимость стабильности As_Al от химической среды.

Энергии формирования дефектов в GaAs/AlAs сверхрешётке.

Сравнивая стабильность дефектов в объёмном AlAs, GaAs и GaAs/AlAs SR, находим, что антисайт-дефекты всегда более предпочтительны, чем вакансии и интерстициалы, особенно для случаев Ga_Al и Al_Ga в GaAs/AlAs SR. Также отмечено, что при As-богатых и катионно-богатых условиях дефект As_int является наиболее трудным для формирования как в объёмных состояниях, так и в структуре GaAs/AlAs SR.

Влияние точечных дефектов на зонную структуру сверхрешётки GaAs/AlAs

Идеальное состояние сверхрешётки GaAs/AlAs

Запрещённые зоны для объёмных GaAs, AlAs и GaAs/AlAs SR сводятся в таблице 4, их зонные структуры представлены на рис. 4. Гибридные DFT расчёты определяют прямую запрещённую зону GaAs как 1,44 эВ (рис. 4а), что хорошо согласуется с экспериментальным значением 1,52 эВ и другими расчётами. Стандартный DFT предсказывает зонный зазор 0,5 эВ, что сильно занижает зазор GaAs. Для AlAs зонная структура имеет косвенный характер, гибридный DFT зазор — 2,16 эВ (рис. 4б), что на 0,85 эВ больше DFT результата и в хорошем согласии с экспериментальным 2,22 эВ. Как показано на рис. 4с, зазор GaAs/AlAs SR определён как прямой и согласуется с исследованием Botti с соавторами, нашедшими прямой зазор (GaAs)_m/(AlAs)_m SR (m ≥ 2) в точке Γ. В наших расчётах прямой зазор для GaAs/AlAs SR равен 2,06 эВ гибридным DFT методом, согласуясь с экспериментальным 2,10 эВ.

Зонные структуры a — GaAs, b — AlAs, c — GaAs/AlAs сверхрешётки. Гибридные DFT значения на левых панелях, DFT результаты на правых.

Влияние антисайт-дефектов на зонную структуру сверхрешётки GaAs/AlAs

В структуре GaAs/AlAs SR антисайт-дефекты Ga_Al и Al_Ga более энергетически благоприятны, чем другие точечные дефекты. Как показано на рис. 5а и б, зонные структуры дефектных состояний Ga_Al и Al_Ga очень похожи на идеальное состояние, зазоры составляют 1,98 и 2,01 эВ соответственно. Это связано с тем, что Al и Ga имеют схожие валентные электронные конфигурации (3s²3p¹ для Al и 4s²4p¹ для Ga), и при формировании Ga_Al и Al_Ga антисайт-дефектов не вводятся дополнительные электроны или дырки. Зонные структуры для дефектных состояний As_Ga и As_Al изображены на рис. 5в и г. Оказывается, эти два дефекта значительно модифицируют зонную структуру GaAs/AlAs SR. Оба дефекта As_Ga и As_Al вводят дополнительные электроны и действуют как n-типов доноры. Примесные уровни находятся далеко от валентных зон и пересекают ферми-уровень, как показано на рис. 5в и г. Эти глубокие дефектные уровни могут выступать рекомбинационными центрами для носителей заряда.

Зонные структуры дефектной GaAs/AlAs сверхрешётки с различными антисайт-дефектами. a: Ga на узле Al; b: Al на узле Ga; c: As на узле Ga; d: As на узле Al.

Рисунок 6 представляет зонные структуры и частичную плотность состояний (PDOS) дефектной СР с дефектами Ga_As и Al_As. Как показано на рис. 6а, зонная структура для дефектной СР с Ga_As имеет спин-сплиттинг характер. В спин-даун подзонах ферми-уровень проходит через дефектные уровни, введённые Ga_As дефектом, указывая на полуметаллический характер дефектной СР. Согласно определению полуметаллического зазора, зазор дефектного состояния Ga_As составляет около 0,10 эВ. Как показано в PDOS дефектной СР с Ga_As, спин-даун подзоны рядом с ферми-уровнем в основном вносят вклад p-частичных волн. Из-за схожих валентных электронных конфигураций Ga и Al атомов, рассчитанные спин-ап и спин-даун зонные структуры дефектного состояния Al_As определены (рис. 6б), зазор равен 0,15 эВ. В целом, антисайт-дефекты Al_Ga и Ga_Al имеют пренебрежимое влияние на электронную структуру GaAs/AlAs SR. Также отмечено, что дефектные СР с As_Al и As_Ga дефектами показывают металличность, тогда как дефектные СР с Ga_As и Al_As — полуметалличность.

Зонные структуры и частичная плотность состояний дефектной GaAs/AlAs сверхрешётки с a — Ga_As и b — Al_As антисайт-дефектами. X_As (X = Ga или Al) X занимает узел As.

Влияние вакантных дефектов на зонную структуру сверхрешётки GaAs/AlAs

Зонные структуры структуры СР с различными вакансиями показаны на рис. 7, соответствующие PDOS — на рис. 8. Спин-сплиттинг характер зонной структуры также найден для дефектной СР с дефектами V_Ga и V_Al, как показано на рис. 7а и б. Удаление атомов из исходных позиций оставляет четыре висячие связи, связанные с sp³ орбиталями. Во время структурной релаксации ближайшие атомы вокруг вакансии равномерно смещаются к пустому узлу решётки, что приводит к симметрии места, определённой тетрагональной точечной группой D_2d. Индуцированные дефектные уровни появляются рядом с валентной зоной и находятся в запрещённой области GaAs/AlAs SR. Запрещённые зоны для СР с дефектами V_Ga и V_Al составляют 0,47 и 0,44 эВ соответственно. Как показано в PDOS дефектной СР с V_Ga и V_Al (рис. 8а и б), основное влияние групповой-III вакансий — на p-состояния. Как показано на рис. 7в, зонная структура дефектной СР с дефектом V_As расщепляется на спин-ап и спин-даун части, и дефектные уровни появляются рядом с проводимой зоной. Поскольку дефект V_As действует как n-тип донор, ферми-уровень сдвигается к более высокой энергии и пересекает край дефектного уровня. Kahaly с соавторами исследовали электрические свойства гетероинтерфейсов GaAs-AlAs и нашли, что дефект V_As на интерфейсе приводит к квази-2DEG, что согласуется с нашими результатами. Наши расчёты показывают, что вакансии имеют разное влияние на зонную структуру GaAs/AlAs SR: дефект V_As индуцирует металличность GaAs/AlAs SR, а дефекты V_Ga и V_Al значительно сужают запрещённую зону структуры СР.

Зонные структуры дефектной GaAs/AlAs сверхрешётки с a — V_Ga, b — V_Al и c — V_As вакантными дефектами. V_X (X = Ga, Al или As) вакансия X.

Частичная плотность состояний дефектной GaAs/AlAs сверхрешётки с a — V_Ga, b — V_Al и c — V_As вакантными дефектами. V_X (X = Ga, Al или As) вакансия X.

Влияние интерстициальных дефектов на зонную структуру сверхрешётки GaAs/AlAs

Рисунок 9 представляет зонные структуры структуры СР с интерстициальными дефектами. Замечено, что ферми-уровень сдвигается к высокой энергии и пересекает край проводимой зоны (рис. 9а и б), поскольку групп-III интерстициалы являются донорскими дефектами. Следовательно, дефектные СР с Ga_int и Al_int показывают металлический характер. Как показано на рис. 9в, в спин-ап и спин-даун частях зонной структуры примесные уровни появляются рядом с проводимой зоной, и ферми-уровень пересекает край примесного уровня, указывая на индуцированную металличность дефектной GaAs/AlAs SR с As_int. Очевидно, интерстициальные дефекты существенно меняют электронные структуры GaAs/AlAs SR и в целом индуцируют металличность дефектной структуры СР.

Зонные структуры дефектной GaAs/AlAs сверхрешётки с a — Ga_int дефектом, b — Al_int дефектом и c — As_int дефектом. X_int (X = Ga, Al или As) интерстициал X.

Сравнивая зонные структуры и представительные PDOS GaAs/AlAs SR с антисайтами, вакансиями и интерстициалами, находим, что дефекты значительно модифицируют электронные структуры, за исключением случаев Ga_Al и Al_Ga антисайт-дефектов. Кроме того, происходит сужение запрещённой зоны и даже индуцированная металличность, что кардинально повлияет на производительность GaAs/AlAs SR.

Влияние точечных дефектов на электронную подвижность сверхрешётки GaAs/AlAs

Электронная подвижность при 0 К может быть рассчитана из уравнения μ = eτ/m*, где e — заряд электрона, τ — время релаксации, m* — эффективная масса носителя. Эффективные массы электронов могут быть оценены из кривизны зонных структур через отношение m* = ħ²(d²ε/dk²)⁻¹, где ħ — приведённая постоянная Планка, k — волновой вектор, ε — энергия минимума проводимой зоны. Как показано на рис. 4а и б, получаем m* = 0,057 m_e для GaAs и m* = 0,19 m_e для AlAs, хорошо согласуясь с экспериментальными значениями 0,057 m_e для GaAs и 0,124 m_e для AlAs, где m_e — статическая масса электрона. Время релаксации для AlAs и GaAs принято 0,17 и 0,48 пс соответственно. Электронная подвижность GaAs и AlAs при 0 К рассчитана как 1,48 × 10⁴ см²/В·с и 1,57 × 10³ см²/В·с соответственно, что сравнимо с экспериментальными значениями 0,94 × 10⁴ см²/В·с для GaAs и 0,28 × 10³ см²/В·с для AlAs.

Как показано в таблице 5, эффективная масса электрона в точке Γ (m_Γ*) определена как 0,113 m_e для идеальной GaAs/AlAs SR, а время релаксации τ принято 0,4 пс. Электронная подвижность вдоль z-направления, то есть направления Γ-X в Брилуэновой зоне (μ_Γ-X), рассчитана как 0,623 × 10⁴ см²/В·с для идеальной GaAs/AlAs SR, что сравнимо с экспериментальным значением 1,0 × 10⁴ см²/В·с. Для дефектной СР с антисайт-дефектами значение μ_Γ-X сопоставимо с идеальной СР, за исключением случаев дефектов Ga_As и Al_As. Электронная подвижность вдоль направления Γ-X определена как 0,263 × 10⁴ см²/В·с и 0,311 × 10⁴ см²/В·с для дефектных состояний Ga_As и Al_As соответственно, что намного меньше, чем для идеального состояния. Замечено, что дефекты Ga_int, Al_int и As_int также значительно снижают электронную подвижность, как показывают значения 0,225 × 10⁴ см²/В·с для Ga_int, 0,243 × 10⁴ см²/В·с для Al_int и 0,315 × 10⁴ см²/В·с для As_int. По сравнению с антисайт- и интерстициальными дефектами, вакансии оказывают наиболее глубокое влияние. Для дефектов V_Ga и V_Al значения μ_Γ-X примерно в шесть раз меньше, чем для идеального состояния. Дефект V_As также значительно снижает электронную подвижность, как указывает 0,127 × 10⁴ см²/В·с. Танака с соавторами исследовали влияние электронного облучения на электрические свойства гетероструктур GaAs/AlGaAs и обнаружили, что электронная подвижность снижалась при дозах выше 5 × 10²⁰ см⁻². Особенно, создание дефектов в канальном регионе GaAs, а не в n-AlGaAs слое, считается основной причиной деградации подвижности. Недавно предполагалось, что электроны могут быть захвачены дефектами или примесями и производить метастабильные состояния, сопровождаемые решётковой релаксацией. Следовательно, электронная структура и перенос заряда GaAs/AlAs SR существенно влияются точечными дефектами. Поэтому необходимо повышать радиационную толерантность GaAs/AlAs SR для улучшения её электронной производительности под облучением.

Таблица 5: Электронная подвижность дефектных состояний сверхрешётки GaAs/AlAs.

Заключение

В этой работе выполнено гибридное DFT исследование влияния точечных дефектов на электрические свойства сверхрешётки GaAs/AlAs (SR). Рассчитанные энергии формирования дефектов показывают, что антисайт-дефекты наиболее благоприятны в объёмных GaAs и AlAs. В структуре GaAs/AlAs SR антисайт-дефекты всегда доминируют при катионно-богатых и As-богатых условиях, а интерстициальные дефекты очень трудно формируются во всем диапазоне химических потенциалов. Показано, что различные точечные дефекты по-разному влияют на электронные структуры GaAs/AlAs SR. Дефекты As_X (X = Al или Ga) и X_As всегда индуцируют металличность, хотя дефектные СР с X_As антисайтами показывают спин-сплиттинг. Что касается вакансий, дефектная СР с V_As показывает металличность, а групп-III вакантные дефекты значительно сужают запрещённую зону сверхрешётки. Металличность также найдена в дефектной GaAs/AlAs SR с интерстициальными дефектами. Дальнейшие расчёты переноса заряда показывают, что интерстициальные и вакантные дефекты значительно снижают электронную подвижность, тогда как антисайт-дефекты оказывают относительно меньшее влияние.

Аббревиатуры

2-DEG

Двумерный электронный газ

AIMD

Ab initio молекулярная динамика

Al

Алюминий

AlAs

Арсенид алюминия

As

Мышьяк

As_X

As, занимающий узел X

DFT

Теория функционала плотности

Ga

Галлий

GaAs

Арсенид галлия

HEMT

Высокоэлектронно-подвижные транзисторы

HSE

Heyd-Scuseria-Ernzerhof

LED

Светодиод

N

Азот

PDOS

Частичная плотность состояний

QCL

Квантовые каскадные лазеры

SR

Сверхрешётка

VASP

Vienna Ab Initio Simulation Package

V_X (X = Ga, Al или As)

Вакансия X

X_As

X, занимающий узел As

X_int

Интерстициал X

Zn

Цинк