Análisis de primeros principios de defectos puntuales en superredes GaAs/AlAs: estabilidad, estructura de bandas y movilidad

Resumen

Las superredes semiconductoras avanzadas desempeñan papeles importantes en aplicaciones críticas de alta tecnología como aeroespacial, física de altas energías, detección de ondas gravitacionales, astronomía y áreas relacionadas con la nuclear. Bajo condiciones extremas como ambientes de alta irradiación, estas superredes semiconductoras tienden a generar diversos defectos que pueden resultar en fallo de dispositivos. Sin embargo, en superredes como GaAs/AlAs, la estabilidad de fase y el impacto en el rendimiento de dispositivos de defectos puntuales no están claros hasta la fecha. Los cálculos actuales muestran que en superredes GaAs/AlAs, los defectos antisitio son energéticamente más favorables que defectos de vacancia e intersticiales. Los defectos Asₓ (X = Al o Ga) y Xₐₛ siempre inducen metalicidad en la superred GaAs/AlAs, mientras que los defectos antisitio Gaₐₗ y Al₉ₐ tienen efectos ligeros en la estructura electrónica. Para superredes GaAs/AlAs con defectos intersticiales o de vacancia, se encuentra reducción significativa de banda prohibida o metalicidad inducida. Cálculos adicionales muestran que defectos intersticiales y de vacancia reducen la movilidad electrónica significativamente, mientras que defectos antisitio tienen influencias relativamente menores. Los resultados avanzan la comprensión de efectos de daño por radiación en superredes GaAs/AlAs, proporcionando guía para diseñar electrónica y optoelectrónica basadas en superredes semiconductoras altamente estables y duraderas para aplicaciones en ambientes extremos.

Antecedentes

La superred (SL) es un material artificial consistente en capas alternadas delgadas de dos o más componentes diferentes. La (GaAs)ₙ/(AlAs)ₘ es una de las SL más importantes desde el desarrollo de transistores de alta movilidad electrónica (HEMT) y láseres de cascada cuántica (QCL) hace décadas. Recientemente, con avances en técnicas de epitaxia de películas y nanofabricación, SL basadas en (GaAs)ₙ/(AlAs)ₘ y nanodispositivos con (n + m) de 2 a 10 han demostrado propiedades físicas excitantes relacionadas con luminiscencia y absorción óptica, absorción de dos fonones, Raman y espectros infrarrojos, encontrando aplicaciones prometedoras en optoelectrónica, sensores, LED, energía y áreas relacionadas con láser civiles e industriales. Mientras tanto, hacia aplicaciones críticas de alta tecnología como aeroespacial, física de altas energías, detección de ondas gravitacionales, astronomía, viajes espaciales, áreas nucleares y de seguridad nacional, las SL y dispositivos semiconductoros están expuestos a diferentes ambientes de radiación —rayos X, neutrones, electrones, iones, etc.— que pueden resultar en generación de defectos conteniendo impurezas, vacancias, intersticiales, antisitios y complejos de estos. Dado que los materiales semiconductoros y propiedades físicas relacionadas juegan papel importante en operación y funcionamiento de dispositivos electrónicos y circuitos integrados, pequeñas cantidades de defectos pueden cambiar drásticamente sus propiedades ópticas y de transporte, especialmente en sistemas multicapa.

Los efectos de impurezas extranjeras o defectos intrínsecos en SL semiconductoras y sus materiales componentes han sido investigados extensamente en décadas pasadas. Zollo et al. emplearon teoría del funcional de densidad (DFT) para investigar estabilidad de defectos puntuales en GaAs, hallando que defectos antisitio eran más favorables. Kahaly et al. estudiaron estructura SL GaAs/AlAs por DFT y hallaron que defecto de vacancia de arsénico (Vₐₛ) en y cerca de la interfase llevó a un cuasi 2-DEG conductor entre arseniuros dieléctricos aislantes. Spasov et al. estudiaron efectos de impurezas de nitrógeno en transporte de portadores y recombinación electrón-hueco en diodos SL GaAs/AlAs. Reportaron que impurezas N modificaron la energía del minibanda electrónica e impidieron difusión electrónica a través del minibanda SL, lo que puede llevar a fuerte recombinación radiativa de pares electrón-hueco. Wang et al. estudiaron inter-difusión inducida por impureza Zn en estructuras SL GaAs/AlAs empleando método de dinámica molecular ab initio (AIMD). Sus resultados sugirieron que difusión Zn fue asistida por elementos del grupo III, eyectados al canal intersticial y difundidos rápidamente, desordenando la superred. Mitra y Stark hallaron que la presencia de vacancias mejoró la intermezcla Ga/Al en SL GaAs/AlAs, resultante del mecanismo de difusión de anillo de dos átomos propuesto. Recientemente, se realizó simulación AIMD de respuesta a radiación de SL GaAs/AlAs, determinando energías mínimas para cada átomo ser desplazado permanentemente de su sitio de red, proporcionando vías para generación de defectos e identificando tipos de defectos creados. Reveló que pares Frenkel Ga (o Al o As) creados y pares antisitio As_Ga-Ga_As tienen efectos profundos en distribución de densidad de estados y estructura de bandas de SL GaAs/AlAs.

Hasta ahora, la estabilidad de defectos puntuales en estructura SL y propiedades de transporte como movilidad de portadores permanecen desconocidas. Es de vital importancia investigar cómo la presencia de defectos de vacancia, intersticiales y antisitio influye en la estabilidad estructural y propiedades eléctricas de SL GaAs/AlAs. En este estudio, se han estudiado la estabilidad de fase de vacancia simple de Ga (o Al o As), intersticial simple de Ga (o Al o As) y defectos antisitio simples Gaₐₛ (o Alₐₛ o As_Ga o As_Al). Se muestra que defectos antisitio son energéticamente más favorables que vacancias e intersticiales. Las estructuras de bandas de estos estados defectuosos se investigaron por método DFT híbrido, que incorpora porción de intercambio exacto de teoría Hartree-Fock con el resto de energía de intercambio-correlación de otras fuentes (ab initio o empíricas), y se espera ofrezca descripción más precisa de estructura electrónica de materiales semiconductoros que DFT estándar. En particular, se ha predicho la movilidad electrónica. Resulta que defectos intersticiales y de vacancia reducen la movilidad electrónica significativamente, mientras que defectos antisitio tienen influencias relativamente menores. Este trabajo avanzará la comprensión de efectos de daño por radiación de superredes semiconductoras y proveerá guía para diseñar superredes semiconductoras altamente estables y duraderas para electrónica y optoelectrónica en aplicaciones de ambientes extremos.

Métodos

En este estudio, las relajaciones estructurales se realizan dentro del marco DFT estándar y las estructuras de bandas se calculan por DFT híbrido en el marco Heyd-Scuseria-Ernzerhof (HSE) basado en estructuras relajadas. Todos los cálculos se realizan empleando Vienna Ab Initio Simulation Package (VASP). Se usan pseudopotenciales de onda plana aumentada por proyector para describir interacción entre iones y electrones, y efectos de intercambio-correlación se tratan usando aproximación de densidad local en parametrización Ceperley-Alder. Los criterios de convergencia para energías totales y fuerzas son 10⁻⁴ eV y 10⁻³ eV/Å, respectivamente. El grupo puntual de origen de cristales AlAs y GaAs es el grupo T_d de blenda de zinc. La ilustración de defectos puntuales considerados se provee en Fig. 1b. La SL GaAs/AlAs conteniendo dos monocapas de GaAs alternando con dos monocapas de AlAs se considera en este estudio y la configuración geométrica se ilustra en Fig. 2, junto con defectos puntuales considerados.

Resultados y discusión

Propiedades de estado fundamental de GaAs y AlAs

Como se muestra en Tabla 1, las constantes de red de GaAs y AlAs masivos se determinan en 5,61 y 5,63 Å, respectivamente, acordando bien con valores experimentales y teóricos. Parece que el desajuste de red entre GaAs y AlAs es pequeño, y la constante de red de SL GaAs/AlAs se establece en valor intermedio de 5,62 Å. El módulo de compresibilidad se calcula por B = ⅓(C₁₁ + 2C₁₂), donde C₁₁ y C₁₂ representan constantes elásticas. El módulo de compresibilidad de GaAs se calcula en 76,3 GPa, cercano al resultado de 76,5 GPa para AlAs. Estos resultados concuerdan razonablemente con datos teóricos y experimentales.

Energía de formación de defectos en superred GaAs/AlAs

Para SL GaAs/AlAs y estados masivos, la energía de formación de defectos se calcula por E_f = E_def - E_undef + Σ Δn_i μ_i. Aquí, E_def es la energía total de la celda de simulación defectuosa tras relajación, E_undef es la energía total de la supercelda ideal relajada, Δn_i es el cambio en número de especies i (i = Ga, Al, o As), y μ_i es el potencial químico de especie i.

Para XAs masivo (X = Al o Ga), los potenciales químicos de As y X obedecen restricciones: μ_X ≤ μ_X^bulk, μ_As ≤ μ_As^bulk, y μ_As + μ_X = μ_XAs^bulk, donde μ_X^bulk, μ_As^bulk, y μ_XAs^bulk corresponden a energía total de X masivo, As masivo y XAs masivo, respectivamente. Las energías de formación de defectos bajo condición rica en X (μ_X = μ_X^bulk, μ_As = μ_XAs^bulk - μ_X^bulk) y condición rica en As (μ_As = μ_As^bulk, μ_X = μ_XAs^bulk - μ_As^bulk) se resumen en Tabla 2. Para GaAs, bajo condiciones ricas en As el defecto antisitio As_Ga (As ocupando sitio de red Ga) es el más favorable energéticamente, indicado por menor energía de formación de 1,57 eV. El siguiente defecto favorable es antisitio Ga_As (Ga ocupando sitio As) con energía de formación 2,31 eV. El intersticial As (As_int) tiene la mayor energía de formación de 5,20 eV, sugiriendo que es más difícil de formar que otros defectos puntuales considerados. Bajo condiciones ricas en Ga, los defectos V_Ga, As_int y As_Ga tienen energías de formación mayores, y V_As, Ga_int y Ga_As tienen menores, comparado con condición rica en As. Obviamente, la estabilidad de defectos depende del ambiente químico. Comparado con GaAs, las energías de formación en AlAs son generalmente mayores, excepto casos de As_int y As_X (X = Al o Ga) bajo condiciones ricas en As. Los defectos antisitio As_Al y Al_As se determinan como más favorables bajo condiciones ricas en As y ricas en Al, respectivamente. Similar a GaAs, As_int también es desfavorable en AlAs. Las energías de formación bajo condiciones ricas en As y ricas en X (X = Ga o Al) en XAs masivo se grafican en Fig. 3.

Las E_f en estructura SL GaAs/AlAs también se calculan bajo condición rica en As y condición rica en cationes. Como se muestra en Tabla 3, el defecto Al_Ga tiene energías de formación negativas (-0,62 y -0,27 eV bajo condiciones ricas en As y ricas en cationes), indicando que formación de defecto antisitio Al_Ga es proceso exotérmico. Para defecto Ga_Al, energías de formación son tan pequeñas como -0,01 eV bajo condición rica en As y 0,29 eV bajo condición rica en cationes. Obviamente, formación de defectos antisitio Al_Ga y Ga_Al en estructura SL GaAs/AlAs son mucho más fáciles que otros defectos puntuales. Bajo condición rica en As, energías de formación de segundos defectos más favorables As_Ga y As_Al son 1,67 y 1,74 eV, respectivamente. Para intersticiales, la estabilidad de fase sigue tendencia Ga_int > Al_int > As_int bajo ambas condiciones. Las energías de formación en SL GaAs/AlAs también se grafican en Fig. 3c. Comparado con GaAs masivo, defectos puntuales en SL GaAs/AlAs son generalmente más difíciles de formar, excepto caso de As_int. Las energías de formación de As_int en GaAs masivo son 5,20 y 5,81 eV bajo condiciones ricas en As y Ga, ligeramente mayores que valores correspondientes 5,01 y 5,76 eV en SL GaAs/AlAs. Como se muestra en Fig. 3b y c, la estabilidad de defectos puntuales en AlAs masivo y estructura SL muestra carácter diferente. Defectos Al_As e As_int son más favorables en SL GaAs/AlAs que AlAs masivo, mientras defecto V_As es más preferible en AlAs masivo que SL. Es notable que bajo condiciones ricas en As y Al, energías de formación de Al_int en AlAs masivo son comparables a las en SL GaAs/AlAs. Similar a Al_int, defecto V_Al en AlAs masivo y SL muestran favorabilidad similar. En caso de defecto As_Al, energía de formación bajo condición rica en As es menor (1,46 eV) en estructura SL, mientras bajo condición rica en cationes el valor es menor (3,10 eV) en AlAs masivo, sugiriendo que estabilidad de As_Al depende del ambiente químico.

Comparando estabilidad de defectos en AlAs masivo, GaAs y SL GaAs/AlAs, hallamos que defectos antisitio son siempre más preferibles que vacancias e intersticiales, especialmente casos de Ga_Al y Al_Ga en SL GaAs/AlAs. También se nota que bajo condiciones ricas en As y ricas en cationes, defecto As_int es el más difícil de formar en ambos estados masivos y estructura SL GaAs/AlAs.

Efectos de defectos puntuales en estructuras de bandas de superred GaAs/AlAs

Estado prístino de superred GaAs/AlAs

Las bandas prohibidas para GaAs masivo, AlAs y SL GaAs/AlAs se resumen en Tabla 4, y sus estructuras de bandas en Fig. 4. Cálculos DFT híbrido determinan banda prohibida directa de GaAs en 1,44 eV, acordando bien con valor experimental 1,52 eV y otros cálculos. Por contraste, DFT estándar predice valor 0,5 eV, subestimando largamente banda prohibida de GaAs. Para AlAs, la estructura de bandas es de carácter indirecto y banda prohibida híbrida DFT es 2,16 eV, 0,85 eV mayor que resultado DFT y en buen acuerdo con valor experimental 2,22 eV. Como se muestra en Fig. 4c, banda prohibida de SL GaAs/AlAs se determina directa y es consistente con estudio de Botti et al., quienes hallaron banda prohibida de SL (GaAs)ₘ/(AlAs)ₘ (m ≥ 2) directa en punto Γ. En nuestros cálculos, banda prohibida directa para SL GaAs/AlAs se determina en 2,06 eV por método DFT híbrido, acordando con valor experimental 2,10 eV.

Efectos de defectos antisitio en estructura de bandas de superred GaAs/AlAs

En estructura SL GaAs/AlAs, defectos antisitio Ga_Al y Al_Ga son más favorables energéticamente que otros defectos puntuales. Como se muestra en Fig. 5a y b, las estructuras de bandas de estados defectuosos Ga_Al y Al_Ga son muy similares a la del estado prístino y las bandas prohibidas se determinan en 1,98 y 2,01 eV, respectivamente. Esto se debe a que Al y Ga tienen configuraciones de electrones de valencia similares (3s²3p¹ para Al y 4s²4p¹ para Ga), y no se introducen electrones o huecos extra al formarse defectos antisitio Ga_Al y Al_Ga. Las estructuras de bandas para estados defectuosos As_Ga y As_Al se muestran en Fig. 5c y d. Resulta que estos dos defectos modifican considerablemente la estructura de bandas de SL GaAs/AlAs. Ambos defectos antisitio As_Ga y As_Al introducen electrones extra y actúan como dopantes tipo n. Los niveles de impureza se encuentran lejos de las bandas de valencia y cruzan el nivel de Fermi, como se muestra en Fig. 5c y d. Estos niveles de defecto profundos pueden actuar como centros de recombinación para portadores.

Figura 6 presenta estructuras de bandas y densidad de estados parcial (PDOS) de SL defectuosa con defectos Ga_As y Al_As. Como se muestra en Fig. 6a, la estructura de bandas para SL defectuosa Ga_As es de carácter splitting de espín. En subbandas spin-down, el nivel de Fermi pasa a través de niveles de defecto introducidos por defecto Ga_As, indicativo de carácter semimetálico de SL defectuosa. Según definición de banda prohibida semimetálica, la banda prohibida de estado defectuoso Ga_As es ~0,10 eV. Como se muestra en PDOS de SL defectuosa con Ga_As, subbandas spin-down cerca del nivel de Fermi son contribuidas principalmente por ondas parciales p. Debido a configuraciones similares de electrones de valencia entre átomos Ga y Al, las estructuras de bandas spin-up y spin-down de estado defectuoso Al_As se determinan (Fig. 6b), y banda prohibida se calcula en 0,15 eV. En general, defectos antisitio Al_Ga y Ga_Al tienen efectos despreciables en estructura electrónica de SL GaAs/AlAs. También se nota que SL defectuosas con defectos As_Al y As_Ga muestran metalicidad, mientras SL defectuosas con Ga_As y Al_As son semimetálicas.

Efectos de defectos de vacancia en estructura de bandas de superred GaAs/AlAs

Las estructuras de bandas de estructura SL con diferentes vacancias se grafican en Fig. 7, y sus PDOS correspondientes en Fig. 8. El carácter splitting de espín también se encuentra en caso de SL defectuosa con defectos V_Ga y V_Al, como se muestra en Fig. 7a y b. En efecto, remoción de átomos de sus posiciones originales deja cuatro enlaces colgantes relacionados a orbitales sp³. Durante relajación estructural, átomos más cercanos alrededor de la vacancia se desplazan igualmente hacia el sitio de red vacío, resultando en simetría de sitio definida por grupo puntual tetragonal D₂d. Los niveles de defecto inducidos aparecen cerca de la banda de valencia y localizan en región prohibida de SL GaAs/AlAs. La banda prohibida se determina en 0,47 y 0,44 eV para SL con defectos V_Ga y V_Al, respectivamente. Como se muestra en PDOS de SL defectuosa con V_Ga y V_Al (Fig. 8a y b), la influencia principal de vacancias del grupo III es sobre estados p. Como se muestra en Fig. 7c, la estructura de bandas de SL defectuosa con defecto V_As se divide en partes spin-up y spin-down, y niveles de defecto aparecen cerca de banda de conducción. Dado que defecto V_As actúa como dopante tipo n, el nivel de Fermi se desplaza a mayor energía y cruza borde de nivel de defecto. Kahaly et al. investigaron propiedades eléctricas de heterointerfaces GaAs-AlAs y hallaron que defecto V_As en interfase lleva a cuasi 2-DEG, consistente con nuestros resultados. Nuestros cálculos muestran que vacancias tienen diferentes efectos en estructura de bandas de SL GaAs/AlAs: defecto V_As induce metalicidad, y defectos V_Ga y V_Al reducen banda prohibida significativamente.

Efectos de defectos intersticiales en estructura de bandas de superred GaAs/AlAs

Figura 9 presenta estructuras de bandas de estructura SL con defectos intersticiales. Se nota que nivel de Fermi se desplaza a alta energía y cruza borde de banda de conducción (Fig. 9a y b), debido a que intersticiales grupo III son defectos tipo donador. Consecuentemente, SL defectuosas con Ga_int y Al_int muestran carácter metálico. Como se muestra en Fig. 9c, en partes spin-up y spin-down de estructura de bandas, niveles de impureza aparecen cerca de banda de conducción y nivel de Fermi cruza borde de nivel de impureza, indicando metalicidad inducida de SL GaAs/AlAs defectuosa con As_int. Obviamente, defectos intersticiales cambian significativamente estructuras electrónicas de SL GaAs/AlAs e generalmente inducen metalicidad de estructura SL defectuosa.

Comparando estructuras de bandas y PDOS representativos de SL GaAs/AlAs con antisitios, vacancias e intersticiales, hallamos que defectos modifican estructuras electrónicas considerablemente, excepto casos Ga_Al y Al_Ga. Además, estrechamiento de banda prohibida e incluso metalicidad son inducidos, lo que influirá drásticamente en rendimiento de SL GaAs/AlAs.

Efectos de defectos puntuales en movilidad electrónica de superred GaAs/AlAs

La movilidad electrónica a 0 K puede calcularse de ecuación μ = eτ/m*, donde e es carga electrónica, τ tiempo de relajación, y m* masa efectiva de portador. Las masas efectivas electrónicas pueden evaluarse de curvatura de estructuras de bandas vía relación m* = ħ²(d²ε/dk²)⁻¹, donde ħ es constante de Planck reducida, k vector de onda, y ε energía de mínimo de banda de conducción. Como se muestra en Fig. 4a y b, obtenemos m* = 0,057 m_e para GaAs y m* = 0,19 m_e para AlAs, acordando bien con valores experimentales 0,057 m_e para GaAs y 0,124 m_e para AlAs, donde m_e es masa electrónica estática. El tiempo de relajación para AlAs y GaAs se asume 0,17 y 0,48 ps, respectivamente. Las movilidades electrónicas de GaAs y AlAs a 0 K se calculan en 1,48 × 10⁴ cm²/Vs y 1,57 × 10³ cm²/Vs, respectivamente, comparables a valores experimentales 0,94 × 10⁴ cm²/Vs para GaAs y 0,28 × 10³ cm²/Vs para AlAs.

Como se muestra en Tabla 5, la masa efectiva electrónica en punto Γ (m_Γ*) se determina en 0,113 m_e para SL GaAs/AlAs prístina y tiempo de relajación τ se asume 0,4 ps. La movilidad electrónica a lo largo de dirección z, i.e., dirección Γ-X en zona de Brillouin (μ_Γ-X) se calcula en 0,623 × 10⁴ cm²/Vs para SL GaAs/AlAs ideal, comparable a valor experimental 1,0 × 10⁴ cm²/Vs. Para SL defectuosa con defectos antisitio, valor de μ_Γ-X es comparable al estado ideal, excepto casos Ga_As y Al_As. La movilidad a lo largo de Γ-X se determina en 0,263 × 10⁴ cm²/Vs y 0,311 × 10⁴ cm²/Vs para estados defectuosos Ga_As y Al_As, respectivamente, mucho menores que estado ideal. Se nota que defectos Ga_int, Al_int y As_int también reducen movilidad significativamente, indicados por valores 0,225 × 10⁴ cm²/Vs para Ga_int, 0,243 × 10⁴ cm²/Vs para Al_int y 0,315 × 10⁴ cm²/Vs para As_int. Comparados con defectos antisitio e intersticiales, vacancias tienen efectos más profundos. Para defectos V_Ga y V_Al, valores de μ_Γ-X son unas seis veces menores que estado prístino. Defecto V_As también disminuye significativamente movilidad, indicado por 0,127 × 10⁴ cm²/Vs. Tanaka et al. investigaron efectos de irradiación electrónica en propiedades eléctricas de heteroestructuras GaAs/AlGaAs y hallaron que movilidad electrónica se redujo a dosis mayores de 5 × 10²⁰ cm⁻². Especialmente, creación de defectos en región canal GaAs, más que capa n-AlGaAs, se cree causa principal de degradación de movilidad. Recientemente, se sugirió que electrones son posiblemente atrapados por defectos o impurezas y producen estados metaestables acompañados de relajación de red. Consecuentemente, estructura electrónica y movilidad de portadores de SL GaAs/AlAs son influenciadas significativamente por defectos puntuales. Por tanto, es necesario mejorar tolerancia a radiación de SL GaAs/AlAs para mejorar rendimiento electrónico bajo ambiente de radiación.

Conclusiones

En este trabajo, un estudio de teoría del funcional de densidad híbrido investiga efectos de defectos puntuales en propiedades eléctricas de superred GaAs/AlAs (SL). Las energías de formación de defectos calculadas muestran que defectos antisitio son los más favorables en GaAs y AlAs masivos. En estructura SL GaAs/AlAs, defectos antisitio son siempre dominantes bajo condiciones ricas en cationes y ricas en As, y defectos intersticiales son muy difíciles de formar en todo el rango de potenciales químicos. Se muestra que diferentes defectos puntuales tienen varios efectos en estructuras electrónicas de SL GaAs/AlAs. Defectos As_X (X = Al o Ga) y X_As antisitio siempre inducen metalicidad, aunque SL defectuosas con antisitios X_As muestran splitting de espín. Para vacancias, SL defectuosa con V_As muestra carácter metálico, y defectos de vacancia grupo III reducen banda prohibida de superred significativamente. Metalicidad también se encuentra en SL GaAs/AlAs defectuosa con defectos intersticiales. Los cálculos adicionales de movilidad de portadores muestran que defectos intersticiales y de vacancia reducen movilidad electrónica significativamente, mientras defectos antisitio tienen influencia relativamente menor.

Abreviaturas

2-DEG:

Gas bidimensional de electrones

AIMD:

Dinámica molecular ab initio

Al:

Aluminio

AlAs:

Arseniuro de aluminio

As:

Arsénico

As_X:

As ocupando sitio de red X

DFT:

Teoría del funcional de densidad

Ga:

Galio

GaAs:

Arseniuro de galio

HEMT:

Transistores de alta movilidad electrónica

HSE:

Heyd-Scuseria-Ernzerhof

LED:

Diodo emisor de luz

N:

Nitrógeno

PDOS:

Densidad de estados parcial

QCL:

Láseres de cascada cuántica

SL:

Superred

VASP:

Vienna Ab Initio Simulation Package

V_X (X = Ga, Al o As):

Vacancia X

X_As:

X ocupando sitio de red As

X_int:

Intersticial X

Zn:

Zinc