ads:
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA MARIA
CENTRO DE CIÊNCIAS NATURAIS E EXATAS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM FÍSICA
ESTUDO TEÓRICO DA ESTABILIDADE
E PROPRIEDADES ELETRÔNICAS DE
DEFEITOS EM NANOTUBOS DE GaN
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO
Marcio Luiz Colussi
Santa Maria - RS
2008
ads:
Livros Grátis
http://www.livrosgratis.com.br
Milhares de livros grátis para download.
ESTUDO TEÓRICO DA ESTABILIDADE
E PROPRIEDADES ELETRÔNICAS DE
DEFEITOS EM NANOTUBOS DE GaN
por
Marcio Luiz Colussi
Dissertação apresentada ao Curso de Mestrado do Programa de
Pós-Graduação em Física, Área de Concentração em Física da Matéria
Condensada, da Universidade Federal de Santa Maria (UFSM, RS), como
requisitos parcial para a obtenção do grau de
Mestre em Física.
Orienrador: prof. Dr. Rogério José Baierle
Santa Maria - RS
2008
ads:
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SANTA MARIA
CENTRO DE CIÊNCIAS NATURAIS E EXATAS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM FÍSICA
A Comissão Examinadora, abaixo assinada,
aprova a Dissertação de Mestrado
ESTUDO TEÓRICO DA ESTABILIDADE
E PROPRIEDADES ELETRÔNICAS DE
DEFEITOS EM NANOTUBOS DE GaN
elaborada por
Marcio Luiz Colussi
como requisito parcial para a obtenção do grau de
Mestre em Física
COMISÃO EXAMINADORA
Rogério José Baierle, Dr. (Presidente/Orientador)
Walter Manuel Orellana Muñoz, Dr. (UNAB-Chile)
José Carlos Mombach, Dr. (UNIPAMPA-São Gabriel)
Santa Maria, 5 de Março de 2008
À Glaucia pelo apoio, ajuda e
paciência.
AGRADECIMENTOS
Inicialmente agradeço ao professor Rogério J. Baierle pela amizade, paciência e orien-
tação e sobretudo pelo conhecimento adquirido com as explicações durante o desenvolvimento
do trabalho.
Agradeço também:
- ao professor Celso A. M. da Silva pela aprendizagem junto ao grupo PET;
- à professora Solange B. Fagan pelas correções realizadas nesta dissertação;
- ao professor Paulo C. Piquini pelos ensinamentos e discussões;
- aos meus amigos e colegas do laboratório pela amizade e também pelas dúvidas esclarecidas;
- aos colegas de graduação e aos amigos, pelo incentivo e amizade;
- aos professores do Departamento de Física, que muito contribuiram para a minha formação
profissional;
- à Saionara, secretária do Programa de Pós-Graduação em Física, pela atenção e disponibili-
dade;
- à Glaucia, minha noiva, pelo incentivo, amor, compreensão e principalmente paciência;
- aos meus familiares, que sempre estiveram presentes em todas as etapas da minha vida;
- aos meus pais Luiz e Maria, a quem com palavras não conseguiria expressar todo meu amor;
- à CAPES, pelo apoio financeiro.
RESUMO
Dissertação de Mestrado
Programa de Pós-Graduação em Física
Universidade Federal de Santa Maria
ESTUDO TEÓRICO DA ESTABILIDADE E PROPRIEDADES
ELETRÔNICAS DE DEFEITOS EM NANOTUBOS DE GaN
AUTOR: MARCIO LUIZ COLUSSI
ORIENTADOR: ROGÉRIO JOSÉ BAIERLE
Santa Maria, 06 de Março de 2008.
Usando o formalismo do funcional da densidade com polarização de spin e a aproximação da densidade
local para o termo de troca-correlação, estudamos a estabilidade e as propriedades eletrônicas de defeitos do tipo
antisítios, vacâncias e impureza substitucional de C e Si em nanotubos de GaN . Investigamos esses defeitos em
dois nanotubos; no nanotubo zigzag (10,0) com diâmetro de 10,4 Å e no nanotubo armchair (6,6) com diâmetro
de 11,2 Å. Os cálculos de energia total apresentam que estes nanotubos são energeticamente metaestáveis, com
respeito a fase cristalina do GaN. Os cálculos de estrutura eletrônica apresentam que são semicondutores, onde o
nanotubo zigzag possui gap direto e o armchair indireto.
Obtivemos que os antisítios possuem energia de formação mais baixa em nanotubos com relação aos res-
pectivos defeitos no cristal de GaN e observamos que para ambas as quiralidades o antisítio N
Ga
origina um nível
ocupado no gap e o antisítio Ga
N
um vazio e dois ocupados. Para a vacância de nitrogênio (V
N
) na geometria de
equilíbrio duas das três ligações pendentes recombinam-se formando um pentágono e um átomo permanece com
uma ligação pendente. Na configuração de mínima energia para a vacância de gálio (V
Ga
) obtivemos que dois
átomos de N formam um dímero N − N enquanto que o terceiro liga-se a um átomo de Ga segundo vizinho ao
átomo que foi removido, que passa a ficar tetracoordenado. Energeticamente as vacâncias são menos favoráveis
que os antisítios (energia de formação mais alta) e com relação as propriedades eletrônicas, os níveis de defeito
apresentam um desdobramento de spin dando origem a um momento magnético de 1µ
B
. Impurezas apresentam
as menores energia de formação em relação aos defeitos estudados e os resultados da estrutura eletrônica apre-
sentam que quando as impurezas estão substitucionais a um átomo de N (Si
N
e C
N
) temos um nível aceitador e
profundo, apresentando uma separação de spin em torno de 0,8 eV. No caso da impureza estar substitucional a um
átomo de Ga (Si
Ga
e C
Ga
) temos a formação de um nível doador e raso, indicando a possibilidade de obtermos
semicondutores do tipo n através de dopagem.
Palavras-chave: GaN; Nanotubos; Nanociência; Nanotecnologia; DFT.
ABSTRACT
Master’s Dissertation
Programa de Pós-Graduação em Física
Universidade Federal de Santa Maria
THEORETICAL STUDY OF THE STABILITY AND ELECTRONIC
PROPERTIES IN THE DEFECTS IN GaN NANOTUBES
AUTHOR: MARCIO LUIZ COLUSSI
ADVISER: ROGÉRIO JOSÉ BAIERLE
Santa Maria, March 06
th
2008.
The stability and electronic properties of antisities, vacancies and substitutional Si and C impurities in
GaN nanotubes are studied using spin-polarized density functional theory within the local density approximation
(LDA) to the exchange-correlation functional. We investigated these defects in both nanotubes the zigzag (10,0)
and the armchair (6,6), which have 10.4 and 11.2 Å in diameter, respectively. These nanotubes are semiconduc-
tors and energetically metastable with respect to the GaN bulk phase, the zigzag have a direct band gap while the
armchair an indirect one.
Our results show that antisities have lower formation energies in nanotubes as compared with the bulk
GaN. For both chiralities, the N
Ga
antisities introduce an occupied level and Ga
N
antisities an empty and two
occupied levels within the band gap. For nitrogen vacancies (V
N
), in the equilibrium geometry, two Ga atoms
have their bonds reconstructed forming a pentagon and the other Ga atom remain with a dangling bond. In the
minimum energy configuration, the gallium vacancy (V
Ga
) have a more complex reconstruction: two N atoms
have their bonds reconstructed forming a N −N dimer and the other N atom bonds to a Ga atom nearest neighbor
to the V
Ga
site that moves in direction to the empty site (vacancy). Vacancies are energeticaly less favorable
as compared with antisities and the defective level into the band gap present a spin splitting giving rise to a net
magnectic moment of 1 µ
B
. Substitutional C and Si impurities have the lowest formation energy between the
studied defects, being negative for Si in a Ga site. For the impurities in a N site (Si
N
and C
N
) a deep acceptor
level with a spin splitting around 0.8 eV is observed. The impurities in a Ga site (Si
Ga
and C
Ga
) exhibit donor
properties, suggesting the formation of defect-induced n-type GaN nanotubes.
Palavras-chave: GaN; Nanotubes; Nanoscience; Nanotechnology; DFT.
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO 8
1.1 Propriedades gerais dos nanotubos . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 11
1.2 Síntese e preparação de nanotubos de GaN . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 13
1.3 Propriedades dos nanotubos de GaN . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16
1.4 Estrutura atômica dos nanotubos de GaN . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 17
2 METODOLOGIA I 20
2.1 Equação de Schrödinger . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22
2.2 Aproximação de Born-Oppenheimer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 23
2.3 Teoria do Funcional da Densidade . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 24
2.3.1 Teoremas de Hohenberg-Kohn . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25
2.3.2 As equações de Kohn-Sham . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 29
2.3.3 Aproximações para o termo de troca-correlação . . . . . . . . . . . . . 32
3 METODOLOGIA II 36
3.1 Teoria do pseudopotencial . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 36
3.1.1 Pseudopotencial suave . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40
3.1.2 Pseudopotencial de Troullier-Martins . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41
3.2 Funções base . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42
3.2.1 Base de orbitais atômicos . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43
3.2.2 Raio de corte dos orbitais . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44
3.3 Código computacional SIESTA . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 45
6
4 RESULTADOS 48
4.1 Estabilidade e propriedades eletrônicas dos nanotubos de GaN . . . . . . . . . 55
5 RESULTADOS - DEFEITOS 60
5.1 Antisítios . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 60
5.2 Vacâncias . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 67
5.3 Impurezas substitucionais . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 73
6 CONCLUSÃO 81
A Propriedades da função delta de Dirac 92
B Funcionais 93
CAPÍTULO 1
INTRODUÇÃO
Os semicondutores foram os principais responsáveis pelo grande desenvolvimento da
tecnologia eletrônica. Atualmente todos os dispositivos eletrônicos, desde uma simples calcu-
ladora até os mais avançados computadores, só são possíveis devido a presença de semicon-
dutores na sua constituição. Assim, o estudo das propriedades de materiais semicondutores é
de grande interesse, principalmente, do ponto de vista tecnológico, devido as suas aplicações
em dispositivos eletrônicos, optoeletrônicos e fotônicos, como transistores, diodos emissores de
luz, fotodetectores e LASERs ( Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation ).
O Nitreto de Gálio (GaN) é um semicondutor pertencente ao grupo III–V da Tabela
Periódica. É um material sintetizado em laboratório, diferentemente do silício que é um mineral
encontrado na natureza. Por este motivo, o GaN não tem um preço tão acessível quanto o
silício. Entretanto, com o avanço das técnicas de síntese, provavelmente em um futuro muito
próximo o GaN terá seu custo de produção mais barato. Como outros semicondutores (GaAs,
GaP ), pode conduzir corrente elétrica quando submetido a uma diferença de potencial ou emitir
luz quando estimulado. Essas propriedades tornam o GaN um material muito cogitado para
ser usado na construção de novos dispositivos optoeletrônicos como LEDs ( Light Emitting
Diode ) e LASERs, que se valem tanto dos elétrons condutores de corrente elétrica, quanto
dos fótons para processar informação. O GaN é considerado por muitos como o semicondutor
mais importante depois do silício, pois é emissor de luz e pode operar em altas frequências e
temperaturas.
O cristal de GaN pode ser obtido sob diferentes fases, dependendo das condições expe-
rimentais de crescimento. As duas fases mais conhecidas são a fase hexagonal (wurtzita) que é
a estrutura termodinamicamente mais estável em condições ambientais normais (figura 1.1a) e
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 9
a fase cúbica (zinc blend) que é metaestável (figura 1.1b). A alta condutividade e estabilidade
térmica, observados no GaN na fase hexagonal fazem com que este seja um material promissor
que pode ser usado para a eletrônica em nanoescala, optoeletrônica e dispositivos detectores
bioquímicos. Pois este é capaz de detectar componentes químicos dos processos biológicos que
ocorrem em todos os seres vivos, principalmente dentro da célula.
Figura 1.1: Ilustrações representando na parte (a) estrutura do GaN na fase wurtzita, com 72 átomos e na parte
(b) estrutura do GaN na fase zinc blend, com 128 átomos.
A indústria eletrônica está sempre desenvolvendo uma nova tecnologia que substitua a
atual porém melhorada (aprimorada), mantendo assim um desenvolvimento tecnológico cons-
tante. Atualmente estamos presenciando o início de uma transição de escala na eletrônica, pas-
sando dos componentes micrométricos para os nanométricos, que são mil vezes menores. Com
a diminuição do tamanho físico dos dispositivos eletrônicos tem-se uma maior confiabilidade
nestes dispositivos e uma econômia de energia e de material para a construção dos mesmos.
Para um melhor desempenho de um dispositivo, pode-se substituir o material convenci-
onal ou de alguma forma alterar as suas propriedades como ocorre quando utiliza-se dopagem.
Agora se estas alterações forem efetuadas junto de um estudo teórico apropriado, provavel-
mente teremos um dispositivo mais confiável. A maioria das propriedades físicas são alteradas
quando as dimensões geométricas são reduzidas a valores críticos inferiores a 100 nanômetros.
Isto permite, por exemplo, ajustar as propriedades físicas de um material macroscópico, que seja
contruído a partir de blocos em nanoescala com a composição e dimensões controladas. Alte-
rando o tamanho destes blocos, controlando a sua química interna e superficial, sua estrutura
atômica e sua montagem, pode-se projetar propriedades e funcionalidades de formas totalmente
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 10
novas.
As nanopartículas e nanomateriais possuem comportamentos e fenômenos radicalmente
diferentes quando comparados aos sistemas macroscópicos (cristal). Suas propriedades me-
cânicas, eletrônicas, magnéticas, ópticas e químicas podem ser utilizadas para a contrução de
nanodispositivos, com aplicação nas áreas de informática e comunicação, biotecnologia e me-
dicina, fotônica e eletrônica. Entre os materias nanoestruturados aqueles com grande potencial
de serem aplicados na indústria são os nanotubos e nanofios. Recentemente a descoberta de
planos de carbono (grafeno) estáveis [1] fez com que este material também seja promissor para
a industria de nanomaterias.
Desde a descoberta dos nanotubos de carbono em 1991 por Iijima [2], muitos experi-
mentos e pesquisas teóricas foram focalizadas em diferentes propriedades e na potencialidade
da aplicação destas estruturas. Também houve um significativo empenho na pesquisa para sin-
tetizar estruturas tubulares em escala nanométrica compostos por elementos químicos além do
carbono. Muitas destas estruturas, como é o caso de nitreto de boro BN, nitreto de alumínio
AlN e mistos como os B
x
C
y
N
z
, foram propostas teoricamente e sintetizadas experimental-
mente. A produção destes nitretos, sugere a possibilidade de sintetizar outros nanotubos de
nitreto, como nitreto de gálio e nitreto de carbono (CN).
Nanotubos de GaN de paredes únicas (single walled) não foram ainda obtidos experi-
mentalmente, porém nanotubos de GaN (não de paredes simples) são encontrados em outras
formas, como defeitos em cristal de GaN [3]. Recentemente, Goldberger e colaboradores [4]
sintetizaram com sucesso nanotubos de GaN através de um método de deposição por camadas
conhecido como “epitaxial casting”, onde nanofios de óxido de zinco (ZnO) são inicialmente
usados como moldes. O tubo de GaN cresce por camadas nos plano laterais e em estruturas
ordenadas em série.
Os estudos em nanoestruturas de GaN, em sua grande parte, são focados em proprie-
dades ópticas e eletrônicas [5–7]. Recentemente propriedades mecânicas de nanoestruturas de
GaN têm sido investigadas por meio de simulações, envolvendo dinâmica molecular (DM) [8].
Neste trabalho investigamos a estabilidade e as propriedades eletrônicas de nanotubos
de GaN quando defeitos estão presentes, a seguir apresentamos as propriedades gerais de nano-
tubos utilizando como referência a tese de doutorado intitulada “Funcionalização de nanotubos
de carbono: Uma abordagem de primeiros princípios” da autora Solange Binotto Fagan sob
orientação do Prof. Dr. Ronaldo Mota [9] e após as propriedades de nanotubos de GaN.
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 11
1.1 Propriedades gerais dos nanotubos
Os nanotubos de carbono foram observados pela primeira vez em 1991 por Sumio Ii-
jima, do laboratório da NEC-Japão, através da microscopia de transmisão de elétrons de alta
resolução, onde foram observadas estranhas linhas nanoscópias depositadas em uma mancha
de fuligem feita de carbono puro, sendo estas linhas regulares e simétricas como cristais, que
passaram a ser chamadas de nanotubos [2]. O trabalho de Iijima uniu previsões teóricas e evi-
dências experimentais, iniciando um campo de pesquisa que vem progredindo rapidamente.
Desde então, vários métodos têm sido utilizados para produzir nanotubos de carbono e, tam-
bém, de outos materiais, como por exemplo, descarga em arco, evaporação a laser, deposição
de vapor químico, etc, tornando os nanotubos objetos de intenso estudo.
Os primeiros nanotubos de carbono observados experimentalmente por Iijima eram do
tipo multicamadas (multi walled carbon nanotubes-MWNTs), ou seja, vários cilíndros ocos um
dentro do outro, como mostra o figura 1.2. Apenas em 1993 é que foi sintetizado pela primeira
vez, um nanotubo de parede única (single walled carbon nanotubes-SWNT), com o uso de
catalizadores metálicos.
Figura 1.2: Nanotubos de carbono do tipo multicamadas observados em 1991 (imagem retirada da referência
[10]) e a figura ao lado uma representação esquemática de um nanotubo MWNTs (imagem retirada da referência
[11]).
Os SWNTs representaram uma grande evolução em relação aos nanotubos de multi-
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 12
camadas, sugerindo especulações tecnológicas e possibilidade de investigação teórica, sendo
esses materiais mais puros, mais uniformes e com diâmetro em torno de 1 nm.
Como é amplamente conhecido nas áreas de nanomateriais e de física quântica, quando
um material encontra-se numa faixa de tamanho onde suas dimensões são da ordem ou menores
que 10 nm os efeitos quânticos tornam-se importantes. Nanotubos de carbono são encontrados
com diâmetros freqüentemente menores que 10 nm, isto combinado com suas simetrias não
usuais tem levado os cientistas a preverem e comprovarem propriedades eletrônicas e magnéti-
cas extraordinárias.
Os nanotubos de carbono apresentam propriedades jamais evidenciadas em outros ma-
teriais e podem ser considerados, sob certos aspectos, como fios unidimensionais. Levando em
conta as propriedades mecânicas, os nanotubos de carbono estão entre os materiais mais for-
tes, flexíveis e resistentes a tensões já produzidos. Eles resistem a tensões bem maiores que
as aplicadas ao aço, isso ocorre devido a sua geometria hexagonal e as fortes ligações carbono-
carbono que fazem com que o módulo de Young seja da ordem de 1,25 TPa [12,13]. Em relação
as propriedades eletrônicas, os SWNTs podem ser semicondutores ou metálicos, dependendo
apenas da forma como são enrolados (quiralidade) e dos seus respectivos diâmetros. Estudos
têm mostrado que nanotubos zigzag (n,0) são semicondutores, se o diâmetro do nanotubo for
maior que 4 Å e n não for multiplo de 3, enquanto que os armchair (n,n) são metálicos [14].
Algumas propriedades dos nanotubos são altamente dependentes da presença de outros
materiais absorvidos na sua superfície ou no espaço intertubular. Collins e colaboradores [15]
mostraram que nanotubos semicondutores podem se transformar em nanotubos metálicos, em
concentrações pequenas de oxigênio e sugeriram que esse efeito pode servir para a fabricação
de um sensor químico. Outras propostas interessantes abrangem o armazenamento de outras
moléculas no interior dos nanotubos de carbono, a cavidade no interior do nanotubo de carbono
e a baixa reatividade do grafite sugerem que nanotubos poderiam ser usados para armazenar
moléculas [16]. Nanotubos com diâmetro em torno de 2 nm são considerados ideais para o ar-
mazenamento de hidrogênio numa densidade suficiente para fabricar uma célula de combustível
capaz de propulcionar um veículo [17].
Em termos de aplicações dos nanotubos, é difícil imaginar uma área da atividade hu-
mana que não poderia ser no futuro afetada pela tecnologia decorrente destes materiais. Em
quantidades macroscópicas os nanotubos poderiam ser usados para a construção de fios lon-
gos, resistentes e ultra-leves. Uma aplicação interessante seria utilizá-los como nanocanudos,
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 13
usados, por exemplo, na penetração de estruturas celulares em sondagens químicas. Muitos
trabalhos teóricos e experimentais têm sido desenvolvidos com o interesse em produzir disposi-
tivos eletrônicos a base de nanotubos de carbono. Por esse motivo, podemos encontar na litera-
tura diversos estudos sobre como modificar as propriedades eletrônicas dos SWNTs através de
deformações mecânicas. A importância deste estudo deve-se ao fato de que as deformações me-
cânicas abrem a possibilidade de alterar as propriedades de condutância dos nanotubos, tendo
aplicações diretas em dispositivos eletrônicos.
Além dessas aplicações os nanotubos podem ser usados como:
- Dispositivos emissores de campo;
- Transporte de corrente elétrica;
- Dispositivos eletrônicos em escala nanométrica;
- Transistores na escala nanométrica;
- Dispositivos na área da biomédica.
Os nanotubos de carbono podem ser considerados como os pioneiros no estudo de na-
nomateriais. Suas extraordinárias propriedades e seu imenso ramo de aplicação na nanotecno-
logia, fez com que houvesse uma evolução na escala de dispositivos nanométricos. Além dos
nanotubos de carbono, nanotubos de outros materiais têm sido sintetizados e com propriedades
similares ou as vezes até superiores. Como já apresentado o GaN tem uma enorme potenciali-
dade para a construção de dispositivos, com isso a procura por GaN na forma de nanotubos é
de especial interesse. Nosso trabalho tem por objetivo dar suporte aos trabalhos experimentais
que objetivam sintetizar nanotubos de GaN. Na próxima seção descreveremos os resultados
obtidos no processo de síntese de nanotubos de GaN por Goldberger e colaboradores [4].
1.2 Síntese e preparação de nanotubos de GaN
Os nanotubos de GaN foram sintetizados com sucesso pela primeira vez por Goldberger
e colaboradores [4], através de um método de deposição por camadas (“ epitaxial casting ”).
Para fazer estes nanotubos, primeiro foi desenvolvido um processo de deposição para crescer
verticalmente nanofios de ZnO. Estas nanoestruturas com formato hexagonal, foram usadas
como molde durante a deposição do GaN (figura 1.3). Submetendo estas a uma reação de
deposição de vapor químico, o GaN cresce por camadas nos planos laterais na direção (110)
destes nanocilindros de ZnO, formando uma fina camada.
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 14
Para a deposição de Ga e N, foi usado trimetilgalio (Ga(CH
3
)
3
) e amônia (NH
3
),
respectivamente. O sistema foi alimentado com um gás portador de argônio ou nitrogênio e
a temperatura de deposição foi ajustada entre 600 e 700
◦
C. Uma vez que os nanocilindros
foram revestidos com uma fina camada de GaN, os moldes de ZnO foram removidos por um
processo térmico. Neste processo o ZnO pode se quimicamente extraído por amônia a alta
temperatura. O aquecimento prolongado das amostras, após o revestimento de GaN em NH
3
,
produz nanotubos de GaN puros, pois o nitreto de gálio é um material termicamente mais
estável que o ZnO, que é evaporado, permanecendo apenas os nanotubos de GaN.
Figura 1.3: Ilustração esquemática do processo de produção de nanotubos de GaN, figura extraída da referência
[4]
A figura 1.4a mostra uma imagem feita em um microscópio eletrônico de varredura
(SEM) de nanofios de ZnO. Estes nanofios têm comprimento uniforme entre 2-5 µm e diâmetro
de 30 a 200 nm. Na parte inserida e ampliada da figura 1.4a é demonstrado pequenas superfícies
hexagonais com um corte transversal, exibindo o plano da superfície.
Após a deposição do GaN e a remoção dos moldes, a cor da amostra torna-se de branca
para amarelado ou mais escura. Entretanto, a morfologia inicial dos nanofios é mantida (figura
1.4b) exceto pelo aumento no diâmetro, resultando nas nanoestruturas.
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 15
Figura 1.4: Imagem dos moldes de nanofios de ZnO na parte (a), nanotubos de GaN na parte (b) e difração de
raios X das amostras de nanotubos de GaN na parte (c). Imagem inserida na parte (a) mostra um corte transversal
dos nanofios de ZnO e a imagem inserida na parte (b) mostra uma fratura na interface entre o nanotubo de GaN
e o substrato, figura extraída da referência [4].
As nanoestruturas de GaN aparecem com a face mais irregular que os moldes de ZnO
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 16
iniciais. De acordo com os autores, fazendo uma análise da composição final, no final da reação,
existe pouco sinal de Zn. Foi feito difração de raios X na amostra e constatou-se somente picos
de difração da estrutura da wurtzita de GaN (figura 1.4c) na direção (00l), o que indicou
excelente textura para o revestimento de GaN.
Na figura 1.4b a rede foi dispersada por microscopia de transmissão de elétrons (STM)
para uma análise estrutural adicional, onde foi observado que a maioria das nanoestruturas exi-
bem estrutura tubular com paredes de espessura uniforme, o diâmetro dos nanotubos varia de 30
a 200 nm e a espessura das paredes entre 5 e 50 nm. A maioria dos nanotubos tem apenas uma
extremidade aberta, mas alguns tubos foram observados com ambas as extremidades abertas.
Estas observações são consistentes com os estudos de TEM, onde as extremidades fechadas são
observadas após o revestimento de GaN (figura 1.4b). Segundo os autores pode-se concluir
que as extremidades abertas dos nanotubos eram originalmente localizadas entre o GaN e a
interface do substrato e sofriam uma ruptura mecânica durante a preparação da amostra . Estas
extremidades abertas na superfície do substrato, juntamente com o correspondente nanotubo,
podem ser observadas na parte inserida e ampliada da figura 1.4b.
Medidas de difração de elétrons nestes nanotubos de GaN indicam que são monocris-
talinos. Uma linha característica composital investigada por energia de dispersão de espectros-
copia de raios X mostra sinais bem correlacionados de Ga e N através das paredes do tubo,
indicando quantidades iguais destes átomos na formação do GaN durante a deposição.
Posteriormente outros autores [18,19] utilizando outras técnicas de síntese (MOCVD,
separação a laser), relatam a produção de nanotubos de GaN. A seguir apresentamos os re-
sultados obtidos por medidas experimentais e cálculos teóricos, envolvendo propriedades de
nanotubos de GaN.
1.3 Propriedades dos nanotubos de GaN
Dadas as notáveis propriedades do GaN cristalino, espera-se que os nanotubos de GaN
apresentem propriedades ainda mais relevantes, pois estes nanotubos têm um interesse especial,
por possuir características ópticas e eletrônicas que são importantes para a construção de dis-
positivos optoeletrônicos e eletrônicos em escala nanométrica, pois o GaN é capaz de emitir
luz, no comprimento de onda do azul e ultravioleta, sendo assim uma material excelente para a
construção de dispositivos leitores de DVD.
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 17
Um estudo prévio mostrou que os nanotubos de GaN são estáveis e semicondutores,
onde os nanotubos zigzag possuem gap direto, já os nanotubos armchair possuem gap indi-
reto. Nos nanotubos zigzag o gap decresce com a diminuição do diâmetro, enquanto que nos
nanotubos armchair este permanece aproximadamente constante. Kang e colaboradores [20],
realizaram um estudo da estabilidade térmica, concluindo que os nanotubos começam a defor-
mar sua estrutura tubular a 1850 K, desintegrando-se completamente a 2500 K, o que mostra
que estes são muito resistentes a altas temperaturas.
1.4 Estrutura atômica dos nanotubos de GaN
O processo teórico para obter as estruturas atômicas para os nanotubos de GaN é aná-
logo ao de nanotubos de carbono através do enrolamento de uma folha de grafeno. Assim,
nesta seção, vamos rever o processo de enrolamento de um nanotubo de carbono para entender
algumas propriedades, como por exemplo quiralidade.
Um SWNT pode ser descrito como uma folha de grafeno enrolada numa forma cilín-
drica, de maneira que a estrutura pode ser considerada unidimensional com simetria axial. Em
geral, o tubo exibe uma forma espiral, denominada quiralidade. A quiralidade, os vetores e
grandezas importantes podem ser derivados a partir de um único vetor, denominado vetor qui-
ral. A figura 1.5 mostra uma folha de grafeno.
Podemos definir o vetor quiral
−→
OA que descreve a circunferência do nanotubo como
sendo
C
h
= n a
1
+ m a
2
≡ (n, m) (1.1)
onde n e m são os números inteiros e a
1
e a
2
são os vetores unitários da rede hexagonal. O
nanotubo de carbono é enrolado de tal forma que os pontos cristalográficos equivalentes O e A
e o par B e B’ coincidam. O vetor
−−→
OB descreve a direção do eixo do nanotubo, denominado de
vetor de traslação
T .
O nanotubo também pode ser definido através do diâmetro e do ângulo quiral θ, definido
entre o vetor primitivo a
1
e o vetor quiral
C
h
indicado na figura 1.5. Da figura 1.5 e usando a
não-ortogonalidade dos vetores primitivos, obtemos
cos θ =
C
h
·a
1
|
C
h
||a
1
|
=
2n + m
2
√
n
2
+ m
2
+ nm
(1.2)
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 18
Figura 1.5: Rede hexagonal não enrolada de um nanotubo de carbono.
e o diâmetro do tubo d
t
através do comprimento da circunferência
d
t
=
|
C
h
|
π
=
√
n
2
+ m
2
+ nm·
a
π
(1.3)
onde a é a constante da rede que é dada por 2,46 Å. A forma de enrolar o nanotubo é arbitrária,
mas podemos distinguir duas configurações mais simétricas, os nanotubos aquirais como os
armchair, definido pelo vetor quiral (n,m) ou θ = 30
◦
e os zigzag, definidos por (n,0) ou θ =
0
◦
. Ambos apresentam um plano de simetria perpendicular ao eixo do tubo. Na figura 1.6 são
mostrados três nanotubos: na parte (a) um armchair (6,6), na parte (b) um zigzag (6,0) e na
parte (c) um nanotubo quiral ou misto (6,3).
A quiralidade dos nanotubos de carbono dependem da forma de como é cortado o
plano do grafeno. Se o plano for cortado ao longo da horizontal obtemos nanotubos do tipo
zigzag. Por outro lado, se o plano for cortado ao longo da diagonal obtemos nanotubos do tipo
armchair. Porém, se o plano do grafeno for cortado sob qualquer outra orientação, que não
seja as anteriores, temos nanotubos do tipo misto ou quiral com n = m.
CAPÍTULO 1: INTRODUÇÃO 19
Figura 1.6: (a) nanotubo armchair (6,6), (b) nanotubo zigzag (6,0) e (c) nanotubo misto (6,4).
Assim, usando este método podemos gerar teoricamente nanotubos de GaN “enro-
lando” um plano de GaN e formando um cilindro. Como apresentamos nesta introdução existe
um enorme interesse nas propriedades de nanotubos de GaN. Neste trabalho realizamos um
estudo teórico das propriedades destes nanotubos. Avaliamos as características gerais dos na-
notubos de GaN com ênfase especial para defeitos. Utilizamos o método da teoria do funcional
da densidade, aproximação da densidade local para o potencial de troca e correlação, base lo-
calizada e pseudopotenciais. Nos dois próximos capítulos apresentaremos a metodologia usada
e em seguida os resultados (cap.s 4 e 5) e finalmente (cap. 6) a conclusão deste trabalho.
CAPÍTULO 2
METODOLOGIA I
Com o desenvolvimento da mecânica quântica no início do século XX modelos para
átomos, moléculas e sólidos foram desenvolvidos. Contudo estes modelos requerem um grande
esforço computacional e além disso não existe, em nenhum modelo, uma forma explícita para
a correlação eletrônica que está presente em sistemas de muitas partículas.
No caso de um cristal devemos resolver a equação de Schrödinger (sistema não relati-
vístico) para um potencial periódico, com V (r+
R
i
) = V (r) para todos os vetores de translação
R
i
da rede cristalina, onde a função de onda pode ser escrita como:
Ψ
n
k
(r) = e
i
k.r
u
n
k
(r), (2.1)
onde u
n
k
(r) são as funções de Block que têm a simetria. Se o potencial for periódico, de acordo
com o teorema de Block podemos reescrever a equação 2.1 da seguinte forma:
Ψ
n
k
(r +
R) = e
i
k.
R
Ψ
n
k
(r) (2.2)
O teorema de Block é fundamentado na afirmativa: Os autoestados de H podem ser escolhidos
de modo que cada ψ têm associado um vetor de onde
k tal que:
Ψ(r +
R) = e
i
k.
R
Ψ(r) (2.3)
O primeiro modelo para um sólido cristalino e unidimensional que obteve um relativo
sucesso foi o modelo de Kronig-Penney. Neste modelo o potencial real é substituido por uma
sucessão de poços ou barreiras de potencial como ilustra a figura 2.1.
O modelo de Kronig-Penney prevê a estrutura de bandas do cristal, inclusive a banda
proibida (gap), contudo para um caso realístico este modelo é muito simplificado.
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 21
x
U(x)
0
a
3a
-a
-3a
2
2 2
2
d
-d
1
1
2
2
-(d + d )
2
1
2
d + d
2
1
2
Figura 2.1: A linha contínua representa o potencial real e a linha tracejada o potencial aproximado de Kronig-
Penney.
Para resolver a equação de Schrödinger para um sólido, algumas aproximações devem
ser feitas. Uma primeira aproximação é aquela que permite desacoplar o movimento dos nú-
cleos e dos elétrons, conhecida como aproximação de Born-Oppenheimer ou aproximação adi-
abática. Mesmo com esta aproximação o problema eletrônico permanece sem solução exata.
Assim, é necessário fazer novas aproximações, como a aproximação de Hartree-Fock, que per-
mite tratar os elétrons, como sendo independentes, isto faz com que a correlação eletrônica
seja excluída e transforma o problema de N elétrons em N problemas de um elétron. Porém,
na maioria dos casos a correlação eletrônica é muito importante, não podendo ser ignorada ou
calculada posteriormente.
Em 1964, W. Kohn e K. Hohenberg mostraram que conhecendo a densidade ρ dos elé-
trons em cada ponto do espaço é suficiente para determinar a energia total e portanto, as demais
propriedades do sistema. Essa relação entre a energia e a densidade eletrônica é conhecida como
Teoria do Funcional da Densidade (DFT). Este tratamento é de grande utilidade pois não exclui
a correlação e facilita a solução do ponto de vista computacional. No decorrer deste capítulo
estes métodos serão discutidos mais detalhadamente, baseado nas notas de aula de Adalberto
Fazzio ( Estrutura Eletrônicas de Materiais), no livro de José D. Vianna, Adalberto Fazzio e Syl-
vio Canuto (Teoria Quântica de Moléculas e Sólidos: Simulação Computacional) e no resumo
completo de Klaus Capelle (A bird’s-eye view of density-functional theory) [21].
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 22
2.1 Equação de Schrödinger
Toda informação que pode ser obtida sobre um sistema quântico está contida na função
de onda Φ(r,t), que é a solução da equação de Schrödinger para um sistema não relativístico,
−i¯h
∂Φ(r, t)
∂t
=
HΦ(r, t), (2.4)
onde
H é o operador hamiltoniano.
Usualmente, nos sistemas físicos de interesse, como é o caso de um sistema multi-
eletrônico que será estudado, a energia potencial não depende do tempo, então Φ(r, t) pode ser
escrita como o produto de duas funções, uma dependendo somente das coordenadas espaciais e
a outra, dependendo somente do tempo, ou seja, Φ(r,t) = Ψ(r)T(t). Assim, usando o método de
separação de variáveis a equação de Schrödinger pode ser separada em duas equações. A parte
temporal, é dada por T(t) cuja a solução é T (t) = e
−
iEt
¯h
. A parte espacial Ψ(r) obedece a uma
outra equação, chamada de equação de Schrödinger independente do tempo e dada por,
HΨ(r) = EΨ(r), (2.5)
onde E é a energia total do sistema.
Se o sistema de interesse for formado por um conjunto de N elétrons e M núcleos com
interação coulombiana entre eles, como um sólido ou uma molécula por exemplo, o hamiltoni-
ano completo desse sistema pode ser escrito como:
H = −
¯h
2
2
M
A=1
∇
2
R
A
M
A
−
¯h
2
2
N
i=1
∇
2
r
i
m
e
−
e
2
4πǫ
o
M
A=1
N
i=1
Z
A
|
R
A
− r
i
|
+
+
e
2
4πǫ
o
N
j=1
N
i=1(j=i)
1
|r
j
− r
i
|
+
e
2
4πǫ
o
M
A=1
M
B=1(A=B)
Z
A
Z
B
|
R
A
−
R
B
|
. (2.6)
onde e e m
e
representam os valores absoluto da carga e da massa do elétron na posição r
i
, Z
A
e
M
A
, o número atômico e a massa do núcleo na posição
R
A
. O primeiro e o segundo termos são
os operadores energia cinética dos núcleos e elétrons, respectivamente. O terceiro, o quarto e o
quinto termos, as energias potenciais de interação coulombiana. Encontrar a verdadeira função
de onda Ψ(r) para um sistema descrito por esse hamiltoniano é um problema não solúvel, então
se faz necessário a utilização de certas aproximações. A primeira aproximação a ser feita é a
aproximação de Born-Oppenheimer.
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 23
2.2 Aproximação de Born-Oppenheimer
A massa do núcleo é sempre maior que a massa dos correspondentes elétrons, inter-
pretando estas partículas como clássicas. Então, no referencial do centro de massa de um
sistema de núcleos e elétrons, as velocidades dos núcleos são sempre muito menores do que
as velocidades dos elétrons. Assim, é razoável utilizar a aproximação de Born-Oppenheimer,
que consiste em desprezar o movimento dos núcleos perante o movimento dos elétrons. Desta
forma, para os elétrons é como se os núcleos estivessem fixos e para os núcleos é como se os
elétrons estivessem sempre no seu estado fundamental, ou seja, o movimento eletrônico ocorre
simultaneamente com as mudanças nas configurações nucleares.
Com essa aproximação para o problema eletrônico, o primeiro termo do hamiltoniano
descrito na expressão 2.6 passa a ser considerado nulo e o último pode ser tomado como cons-
tante. Desta forma, o sistema de interesse pode ser pensado como um conjunto de N elétrons
interagindo uns com os outros em movimento numa região onde existe um campo externo, ge-
rado pelos núcleos imóveis. É usual referir-se a tal sistema simplesmente como um sistema de
muitos elétrons. Portanto, o hamiltoniano passa a ser,
H =
T +
V
ee
+
V
ext
, (2.7)
onde:
T = −
¯h
2
2m
e
N
i=1
∇
2
r
i
(2.8)
V
ee
=
e
2
4πǫ
o
N
j=1
N
i=1(j=i)
1
|r
j
− r
i
|
(2.9)
V
ext
= −
e
2
4πǫ
o
M
A=1
N
i=1
Z
A
|
R
A
− r
i
|
(2.10)
Os termos
T e
V
ee
são universais, isto é, têm a mesma forma qualquer que seja o sistema de
muitos elétrons em questão. A informação que especifica o particular sistema está inteiramente
em
V
ext
, que representa a energia de interação entre os elétrons e os núcleos.
A parte que descreve o movimento nuclear pode ser resolvida com dinâmica molecular
quântica ou utilizando as ferramentas da mecânica clássica calculando a força de interação entre
os núcleos.
O processo de dinâmica molecular exige um enorme esforço computacional, com isso
optamos por encontrar a geometria de equilíbrio através do calculo de forças usando o proce-
dimento de Hellmann-Feynman [22]. Ignorar o movimento dos núcleos perante ao movimento
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 24
dos elétrons, tornou o sistema muito mais simples em relação ao original, porém ainda de di-
fícil tratamento. Para simplificar este hamiltoniano, foram desenvolvidos alguns métodos para
calcular a energia total do sistema, como por exemplo, o Método de Hartree-Fock que obteve
bastante sucesso para átomos e moléculas. Este método esta baseado na determinação da fun-
ção de onda de muitos corpos, a qual depende de 3N variáveis (três coordenadas espaciais, sem
levar em conta o spin) para os N elétrons. Isso implica em um esforço computacional muito
grande, depende fortemente da base utilizada para a expansão das funções de onda de um elé-
tron, conhecido como orbital molecular (OM) e ainda não traz informações sobre a correlação
eletrônica. Isto fez com que métodos com maior eficiência fossem desenvolvidos. Um método
mais eficiente é a DFT que utilizamos e descreveremos a seguir.
2.3 Teoria do Funcional da Densidade
A maneira usual de resolver um problema quântico é especificar o sistema pela defi-
nição do potencial externo V
ext
(r), montar o hamiltoniano conveniente, resolver a equação de
Schrödinger encontrando Ψ(r) e calcular o valor esperado dos observáveis de interesse com
esta função de onda.
A DFT oferece uma abordagem alternativa para o tratamento do problema de muitos
corpos, onde a energia total E do sistema passa a ser escrita como um funcional da densidade
eletrônica ρ(r), desta forma, E[ρ(r)]. A vantagem está no fato de que a densidade depende
somente de três variáveis e além disso, é uma quantidade mais simples de ser interpretada e
menos abstrata que a função de onda do sistema. A DFT é um método auto-consistente, que
atualmente pode ser considerada como sendo o método mais bem sucedido em cálculos de
primeiros princípios na física do estado sólido devido à alta eficiência computacional e aos
bons resultados fornecidos.
A DFT foi estabelecida apartir de dois trabalhos, de K. Hohenberg e W. Kohn em
1964 [23] e de W. Kohn e J. Sham em 1965 [24]. Porém, o ponto de partida para o seu desen-
volvimento foi o método de Thomas-Fermi da década de 20, que é um dos primeiros métodos
propostos para resolver problemas de muitos elétrons e está baseado no modelo de Fermi-Dirac
para um gás de elétrons livres. Neste modelo os elétrons se movem independentemente uns dos
outros sob a ação de um potencial tipo poço quadrado infinito, cuja solução é bem conhecida.
Sua importância para a formulação da DFT se deve ao fato de que foi neste método que pela
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 25
primeira vez a energia do sistema foi escrita em termos da densidade eletrônica. Entretanto, a
DFT não pode ser aplicada a todos os sistemas eletrônicos, em particular sistemas fortemente
interagentes como são os condensados de Bose-Eeinstein estão fora do domínio desta teoria.
Na DFT, supõe-se que os sistemas físicos diferem uns dos outros pelo potencial externo
V
ext
(r), tratando a energia cinética T e o potencial elétron-elétron V
ee
como sendo universais.
Além disso, ela faz um mapeamento do sistema interagente através de um sistema de elétrons
não interagentes, mas que está sujeito a um potencial externo tal que a densidade de partículas
para o estado fundamental desse sistema seja a mesma do sistema interagente. Desta forma, ela
transforma uma equação de N partículas em N equações de uma partícula. A seguir apresenta-
remos mais detalhes sobre este desenvolvimento.
2.3.1 Teoremas de Hohenberg-Kohn
Os teoremas de Hohenberg-Kohn permitem reformular o problema de muitos elétrons
interagindo em um potencial externo, usando a densidade eletrônica como variável básica. Es-
tes teoremas estabeleceram a conexão entre a densidade eletrônica e a equação de Schrödinger
para muitas partículas. Dessa maneira, obtendo-se a densidade eletrônica do sistema no es-
tado fundamental obtém-se a energia do estado fundamental, de maneira exata, e as demais
propriedades eletrônicas do sistema.
O primeiro teorema de Hohenberg-Kohn apresenta que: A densidade de carga do estado
fundamental ρ(r) (a menos de uma constante) de um sistema de elétrons interagentes em um
dado potencial externo V
ext
(r), determina esse potencial univocamente.
A demonstração deste teorema é relativamente simples. Sendo ρ(r) a densidade do
estado fundamental (não degenerado) para um sistema de N elétrons sujeitos a um potencial
externo V
1
(r) correspondente ao estado fundamental Ψ
1
, caracterizado por um hamiltoniano
H
1
e com uma energia E
1
, temos
E
1
= Ψ
1
|
H
1
|Ψ
1
. (2.11)
Onde:
Ψ
1
|
H
1
|Ψ
1
= Ψ
1
|
T +
V
ee
|Ψ
1
+ Ψ
1
|
V
ext1
|Ψ
1
(2.12)
e
V
ext1
=
N
i=1
V
1
(r
i
). (2.13)
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 26
Lembrando que:
Ψ
1
|
V
ext1
|Ψ
1
=
N
i=1
dr
1
. . .
dr
n
Ψ
1
(r
1
. . .r
N
)V
1
(r
i
)Ψ
∗
1
(r
1
. . .r
N
) (2.14)
e fazendo uso da propriedade da função delta de Dirac (veja o apêndice A), podemos reescrever
a expressão 2.14 da seguinte forma:
Ψ
1
|
V
ext1
|Ψ
1
=
N
i=1
dr
1
. . .
dr
n
Ψ
1
(r
1
. . .r
N
)
drδ(r −r
i
)V
1
(r)Ψ
∗
1
(r
1
. . .r
N
) (2.15)
ou
Ψ
1
|
V
ext1
|Ψ
1
=
drV
1
(r)
N
i=1
dr
1
. . .
dr
i−1
dr
i+1
. . .
dr
N
Ψ
1
∗
δ(r −r
i
)Ψ
1
=ρ(r)
.
(2.16)
Assim podemos escrever:
Ψ
1
|
V
ext1
|Ψ
1
=
drρ(r)V
1
(r). (2.17)
Logo:
E
1
=
V
1
(r)ρ(r)dr + Ψ
1
|
T +
V
ee
|Ψ
1
. (2.18)
Supondo que existe um segundo potencial externo V
2
(r), necessariamente diferente de
V
1
(r) + cte, que resulta numa hamiltoniana
H
2
, num estado Ψ
2
que fornece a mesma ρ(r).
Temos
E
2
=
V
2
(r)ρ(r)dr + Ψ
2
|
T +
V
ee
|Ψ
2
. (2.19)
Desde que Ψ é assumida ser não degenerada, o princípio variacional de Rayleigh-Ritz resulta
E
1
< Ψ
2
|
H
1
|Ψ
2
=
V
1
(r)ρ(r)dr + Ψ
2
|
T +
V
ee
|Ψ
2
= E
2
+
{V
1
(r) − V
2
(r)}ρ(r)dr. (2.20)
Da mesma forma
E
2
< Ψ
1
|
H
2
|Ψ
1
=
V
2
(r)ρ(r)dr + Ψ
1
|
T +
V
ee
|Ψ
1
= E
1
+
{V
2
(r) − V
1
(r)}ρ(r)dr (2.21)
Somando-se as equações 2.20 e 2.21 chega-se a uma contradição, ou seja,
E
1
+ E
2
< E
1
+ E
2
. (2.22)
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 27
Desta forma, concluímos que não existe um segundo potencial diferente de V
1
(r) + cte que
resulte na mesma ρ(r). Concluindo, o primeiro teorema nos diz que a densidade ρ(r) do estado
fundamental deve conter as mesmas informações que a função de onda do estado em questão.
Do ponto de vista prático, um observável físico designado pelo operador
O é determi-
nado da seguinte forma:
O = Ψ|
O|Ψ = O[ρ(r)]. (2.23)
Assim, este será um funcional único da densidade eletrônica.
Além disso, ρ(r) determina o número de elétrons, N
N =
ρ(r)dr. (2.24)
Desde que ρ(r) determina simultaneamente N e V
ext
(r), ela resolve completamente o hamiltoni-
ano, e todas as propriedades dele derivadas, mesmo na presença de perturbações externas como
campos eletromagnéticos. Essa teoria pode ser estendida para o caso do estado fundamental ser
degenerado e também é válida para o caso especial de elétrons não interagentes. Vamos agora,
considerar o estado fundamental representado por uma densidade eletrônica ρ
o
(r). Pode-se
resumir o primeiro teorema de Hohenberg-Kohn como:
ρ
o
→ H → Ψ
o
→ E
o
. (2.25)
A energia total eletrônica do estado fundamental (E
o
ou simplesmente E), em termos
de suas componentes, é dada por:
E[ρ] = T [ρ] + V
ee
[ρ] + V
ext
[ρ]. (2.26)
É conveniente neste ponto separar esta expressão de energia em partes que dependem do sistema
em questão e em partes que são universais, como já foi visto anteriormente. Assim:
E[ρ] = T [ρ] + V
ee
[ρ] +
ρ(r)V
ext
(r)dr. (2.27)
Definindo as partes independentes do sistema por uma nova quantidade, o funcional de Hohenberg-
Kohn F
HK
[ρ], chega-se em:
E[ρ] = F
HK
[ρ] +
ρ(r)V
ext
(r)dr, (2.28)
onde
F
HK
[ρ] = T [ρ] + V
ee
[ρ], (2.29)
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 28
T [ρ] é a energia cinética e V
ee
[ρ] é o potencial de interação dos elétrons.
Até o presente momento, a densidade do estado fundamental é, em princípio, sufici-
ente para obter todas as propriedades de interesse. Porém, é necessário estarmos seguros que
uma certa densidade é realmente a densidade do estado fundamental que estamos procurando.
Uma prescrição formal de como resolver este problema está contida no segundo teorema de
Hohenberg-Kohn. Este teorema postula que F
HK
[ρ], o funcional que gera a energia do estado
fundamental do sistema, gere a menor energia se e somente se a densidade tentativa é a ver-
dadeira densidade do estado fundamental ρ
o
(r). Tal teorema fornece o método variacional de
energia aplicado ao sistema.
O segundo teorema: A qualquer densidade ˜ρ(r) = ρ
o
(r) corresponde uma energia
E[˜ρ(r)], tal que E[˜ρ(r)] ≥ E
o
[ρ
o
(r)]. Onde ρ
o
(r) e E
o
[ρ
o
(r)] são, respectivamente, a densidade
eletrônica e a energia total do estado fundamental.
Para provar este teorema, vamos considerar ˜ρ(r) como uma densidade tentativa para
o problema de interesse tendo potencial V
ext
(r), hamiltoniano H e função de onda tentativa
normalizada para um dado número N de elétrons representados por
˜
Ψ. Assim:
E[˜ρ] =
˜
Ψ|
H|
˜
Ψ = F
HK
[˜ρ] +
˜ρ(r)V
ext
(r)dr ≥ Ψ
o
|
H|Ψ
o
= E
o
[ρ]. (2.30)
Isto significa que para qualquer densidade tentativa ˜ρ(r), que não for a densidade do estado
fundamental ρ
o
(r), teremos que E
o
[ρ
o
(r)] < E[˜ρ], conforme afirma o segundo teorema de
Hohenberg-Kohn. Dito de outra forma, o segundo teorema expressa que E[˜ρ] é um funcional
de ˜ρ(r), cujo valor mínimo é obtido através da densidade eletrônica do estado fundamental.
Como ρ
o
(r) determina Ψ
o
e ˜ρ(r) determina
˜
Ψ, assumindo que tanto ρ
o
(r) como todos
os ˜ρ(r) são determinados por algum potencial externo, de acordo com o teorema variacional,
temos
E[Ψ
o
] < E[
˜
Ψ] (2.31)
Ψ
o
|
T +
V
ee
|Ψ
o
+ Ψ
o
|
V
ext
|Ψ
o
<
˜
Ψ|
T +
V
ee
|
˜
Ψ +
˜
Ψ|
V
ext
|
˜
Ψ (2.32)
F [ρ
o
] + Ψ
o
|
V
ext
|Ψ
o
< F [˜ρ] +
˜
Ψ|
V
ext
|
˜
Ψ (2.33)
E[ρ
o
] < E[˜ρ]. (2.34)
Assim o segundo teorema é provado.
O segundo teorema de Hohenberg-Kohn nos diz que os obseváveis do sistema, dentre os
quais um dos mais importantes é a energia total, são funcionais únicos da densidade eletrônica
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 29
do estado fundamental do sistema em questão. No entanto, o teorema não fornece uma maneira
prática de efetuar os cálculos da energia total. É preciso, portanto, encontrar uma forma que
permita efetuar estes cálculos, esta implementação será feita através das equações de Kohn-
Sham, que trataremos na próxima subseção.
2.3.2 As equações de Kohn-Sham
As equações de Kohn-Sham foram desenvolvidas em 1965 e a partir delas é possível
obter a densidade eletrônica do estado fundamental do sistema. Na aproximação de Kohn-
Sham, a energia cinética T (primeiro termo da equação 2.26) é dividida em duas partes: uma
delas representa a energia cinética de um gás de partículas não interagentes T
s
e a outra descreve
a energia de correlação V
c
. O potencial elétron-elétron V
ee
(segundo termo da equação 2.26) por
sua vez, também pode ser escrito como uma soma de dois termos: V
H
e V
x
, onde o primeiro
termo descreve a interação coulombiana entre os elétrons, também chamado de potencial de
Hartree e o segundo termo a interação de troca (exchange).
Com esta descrição, a energia pode ser escrita como um funcional da densidade da
seguinte forma,
E[ρ] = T
s
[ρ] + V
c
[ρ]
T [ρ]
+ V
H
[ρ] + V
x
[ρ]
V
ee
[ρ]
+V
ext
[ρ], (2.35)
onde podemos unir o segundo e o quarto termo da expressão 2.35 em um único termo, chamado
de potencial de troca-correlação (exchange-correlation), ou seja, V
xc
[ρ] = V
x
[ρ] + V
c
[ρ], assim
2.35 pode ser reescrita como:
E[ρ] = T
s
[ρ] +
ρ(r)V
ext
(r)dr + V
xc
[ρ] +
e
2
8πǫ
o
ρ(r)ρ(
r
′
)
|r −
r
′
|
drd
r
′
. (2.36)
O funcional acima está associado com um sistema de elétrons que não interagem entre
si, pois o termo T
s
[ρ] não corresponde à energia cinética do sistema real. O termo V
xc
[ρ] é mais
complicado pois é nele que está contido todas as informações excluídas dos outros termos.
A condição de mínimo para o funcional de energia δE[ρ(r)] = 0, deve ser restrita, pois
existe um vínculo, fazendo com que o número de elétrons do sistema seja constante. O vínculo
no número de elétrons pode ser expresso da seguinte maneira:
drρ(r) − N = 0, (2.37)
e este vínculo será incluído na equação para a energia total através de um multiplicador de
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 30
Lagrange, µ. O funcional a ser minimizado será:
E[ρ(r)] − µ
drρ(r) − N
, (2.38)
neste caso o multiplicador de Lagrange é o potencial químico, µ, do sistema. Vamos procurar o
mínimo da equação 2.38 que consiste em fazer as derivadas funcionais em torno da densidade
eletrônica e por fim igualar estas quantidades a zero da seguinte maneira:
δ
δρ
E[ρ] − µ
ρ(r)dr − N
ρ=ρ
o
= 0, (2.39)
Para facilitar a compreensão da derivação das equações de Kohn-Sham é conveniente
iniciar com um caso mais simples, por exemplo, o caso de N elétrons não interagentes subme-
tidos a um potencial externo V
ext
(r). Portanto a expressão 2.36 torna-se:
E[ρ] = T
s
[ρ] + V
ext
[ρ]
E[ρ] = T
s
[ρ] +
ρ(r)V
ext
(r)dr. (2.40)
Substituindo 2.40 em 2.39 e minimizando (veja o apêndice B) obtém-se:
δT
s
[ρ
o
]
δρ
o
+ V
ext
(r) − µ = 0. (2.41)
Escrevendo T
s
[ρ] = −
¯h
2
2m
i
φ
∗
i
∇
2
φ
i
dr, onde os φ
i
representam as funções deonda de
um elétron e dada a densidade de carga do estado fundamental para um sistema não interagente,
ρ
s
o
=
N
i=1
|φ
i
(r)|
2
, (2.42)
a solução da equação 2.41, pode ser obtida resolvendo a equação de Schrödinger de uma única
partícula,
−
¯h
2
2m
∇
2
+ V
ext
(r)
φ
i
(r) = ǫ
i
φ
i
(r). (2.43)
A energia do estado fundamental é dada pela soma dos autovalores,
E[ρ
o
] = T
s
[ρ
o
] +
ρ
o
(r)V
ext
(r)dr =
N
i=1
ǫ
i
. (2.44)
Para o caso de elétrons interagentes mas que serão mapeados por um sistema auxiliar
não interagente a minimização será efetuada substituindo a energia dada pela expresão 2.36 na
equação 2.39. Temos,
δ
δρ
T
s
[ρ]+
ρ(r)V
ext
(r)dr +V
xc
[ρ]+
e
2
8πǫ
o
ρ(r)ρ(
r
′
)
|r −
r
′
|
drd
r
′
−µ
ρ(r)dr −N
= 0.
(2.45)
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 31
O processo de minimização leva a expressão
δT
s
[ρ
o
]
δρ
o
+
δV
xc
[ρ
o
]
δρ
o
+ V
ext
(r) +
e
2
4πǫ
o
ρ
o
(r)
|r −
r
′
|
d
r
′
− µ = 0. (2.46)
As equações 2.41 e 2.46 são similares. A diferença entre elas é basicamente que na
equação 2.41 existe um potencial externo V
ext
(r), enquanto que na equação 2.46, temos um
potencial efetivo dado por
V
eff
(r) = V
ext
(r) +
δV
xc
[ρ
o
]
δρ
o
+
e
2
4πǫ
o
ρ
o
(
r
′
)
|r −
r
′
|
d
r
′
, (2.47)
onde por definição usamos, V
xc
(r) =
δV
xc
[ρ
o
]
δρ
o
. O potencial da equação 2.47 é conhecido como o
potencial de Kohn-Sham.
Portanto, a equação 2.43 para um sistema de elétrons interagentes fica agora
−
¯h
2
2m
∇
2
+ V
eff
(r)
φ
i
(r) = ǫ
i
φ
i
(r), (2.48)
onde
ρ
o
(r) =
N
i=1
|φ
i
(r)|
2
. (2.49)
As expressões 2.47, 2.48 e 2.49 são conhecidas como as equações de Kohn-Sham, as
funções φ
i
(r) são os orbitais de Kohn-Sham e as energias ǫ
i
são os correspondentes autovalores
de Kohn-Sham.
A equação 2.49 não pode ser resolvida sem o conhecimento prévio da função φ
i
(r), pois
para construir V
eff
(r) é preciso conhecer ρ
o
(r) que depende dos φ
i
(r). Assim, trata-se de um
problema de auto-consistência.
O procedimento “correto” (dentro da DFT) para a determinação da densidade do estado
fundamental é:
⊲ propõe-se um valor inicial ρ
i
(r) para a densidade do estado fundamental ρ
o
(r);
⊲ constrói-se o potencial efetivo V
eff
(r);
⊲ resolve-se a equação 2.48 determinando as funções φ
i
(r);
⊲ com as funções φ
i
(r) determina-se uma nova densidade ρ
N
(r);
⊲ compara-se a nova densidade com a densidade anterior (N-1), se ρ
N
(r) ≈ ρ
N−1
(r),
então ρ
N
(r) é a densidade procurada, caso contrário, o ciclo recomeça utilizando uma nova ρ(r)
para a densidade inicial e assim por diante até que a convergência seja alcançada.
Após a determinação autoconsistente de ρ
o
(r), a energia total do estado fundamental
pode ser obtida em função dos autovalores ǫ
i
.
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 32
Para derivar a expressão para a energia do estado fundamental, escrevemos uma equação
análoga à expressão 2.44, ou seja:
N
i=1
ǫ
i
= T
s
[ρ
o
] +
ρ
o
(r)V
eff
(r)dr. (2.50)
Substituindo o valor de V
eff
(r) dado em 2.47 na equação 2.36 para ρ = ρ
o
, temos
E[ρ] = T
s
[ρ] +
V
eff
(r) −
e
2
4πǫ
o
ρ(
r
′
)
|r −
r
′
|
d
r
′
− V
xc
(r)
ρ
o
(r)dr
+
e
2
8πǫ
o
ρ(r)ρ(
r
′
)
|r −
r
′
|
drd
r
′
+ V
xc
[ρ
o
]. (2.51)
Usando 2.50 na equação 2.51 chega-se a expressão para a energia total do estado funda-
mental:
E[ρ
o
] =
N
i=1
ǫ
i
−
e
2
8πǫ
o
ρ(r)ρ(
r
′
)
|r −
r
′
|
drd
r
′
−
ρ
o
(r)V
xc
(r)dr + V
xc
[ρ
o
]. (2.52)
A expressão 2.52 mostra que a energia do estado fundamental não é simplesmente a
soma dos autovalores de Kohn-Sham. Além disso, esses autovalores, assim como as respecti-
vas autofunções, não apresentam um significado físico bem definido. Para obter os orbitais de
Kohn-Sham (autofunções) e seus respectivos valores resolve-se a equação 2.48 que é uma equa-
ção de Schrödinger auxiliar de uma única partícula, cuja utilidade é determinar as autofunções
que permitam o cálculo da densidade eletrônica real do sistema no seu estado fundamental.
A DFT é, em princípio, exata mas quando aplicada para sistemas reais, certas apro-
ximações devem ser usadas para o potencial de troca-correlação o qual não tem uma forma
universal, sendo que a mais conhecida é a aproximação da densidade local, também chamada
de LDA (Local Density Approximation) que será brevemente discutida na próxima subseção.
2.3.3 Aproximações para o termo de troca-correlação
Obtidas as equação de Kohn-Sham (2.47, 2.48 e 2.49), a aplicabilidade da DFT depende direta-
mente da escolha de uma boa aproximação (que implica em simplicidade e precisão tão grande
quanto possíveis) para o termo de troca-correlação.
A aproximação mais simples para o termo de troca-correlação é a LDA. Nesta
aproximação o sistema não homogêneo é dividido em pequenos volumes, que chamamos de
células e dentro destas células a energia é calculada considerando a densidade como sendo
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 33
Figura 2.2: Representação esquemática da LDA.
aquela de um gás homogêneo como ilustra a figura 2.2. Assim, ao somarmos sobre todas as
células teremos uma aproximação para o termo de troca-correlação do sistema como um todo.
Matematicamente tem-se:
V
LDA
xc
[ρ(r)] =
i
v
xc
[ρ]
N
i
V
i
, (2.53)
com
v
xc
[ρ] =
V
hom
xc
[ρ]
N
, (2.54)
representando a energia de troca e correlação por partícula de um sistema homogêneo e,
ρ
i
=
N
i
V
i
(2.55)
a densidade eletrônica de cada célula.
Desta forma, para N
i
→ 0, V
i
→ 0 e, conseqüentemente, ρ
i
→ ρ. Pode-se também
escrever que:
V
LDA
xc
[ρ] =
ρ(r)v
xc
[ρ(r)]dr. (2.56)
Na expressão 2.56, a função v
xc
[ρ(r)] é tratada separadamente, ou seja, v
xc
[ρ(r)] = v
x
[ρ(r)] +
v
c
[ρ(r)]. A contribuição do termo de troca (exchange) é bem conhecida e dada por,
v
x
[ρ(r)] = −
3e
2
16πǫ
o
3
π
1
3
ρ
1
3
, (2.57)
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 34
que é a energia de exchange para um gás de elétrons homogêneo [25].
O termo de correlação é mais complexo e não pode ser determinado exatamente nem
mesmo para o caso particular de um gás de elétrons homogêneo. Com isso, aproximações
para este termo devem ser efetuadas e uma das mais utilizadas é a parametrização de Perdew e
Zunger [26], construída a partir dos resultados obtidos em cálculos de Monte Carlo Quântico
por Ceperley e Alder [27] para um gás de elétrons homogêneo. Nos nossos cálculos, esta será a
aproximação utilizada.
A princípio poderia se pensar que esta aproximação deve ser válida somente para sis-
temas onde a densidade eletrônica não varia muito, porém de maneira surpreendentemente ela
descreve de maneira satisfatória sistemas atômicos, moleculares e cristalinos onde a densidade
de partículas varia rapidamente com a posição.
Existe uma série de características bem estabelecidas acerca desta aproximação que são
de caráter geral. Dentre elas pode-se afirmar que a LDA:
⊲ descreve muito bem sistemas homogêneos sendo que tende a superestimar as energias
de ionização em átomos e as energias de ligação em moléculas e sólidos, com erros de 10 a
20%;
⊲ subestima o valor da constante de rede em sólidos entre 1 a 3%;
⊲ os módulos de compressibilidade (bulk modulus) são subestimados entre 8 e 18%;
⊲ subestima o valor da faixa proibida de energia (gap de energia) nos semicondutores e
isolantes na ordem de 30% podendo chegar até 50%.
A aproximação LDA é anterior a DFT, pois nos cálculos de Thomas-Fermi esta aproxi-
mação já foi utilizada para descrever a energia cinética.
A aproximação da densidade local pode ser generalizada de forma a incluir o spin
(LSDA - Local Spin Density Approximation), e então a expressão 2.56 passa a ser,
V
xc
[ρ ↑, ρ ↓] =
ρ ↑ (r)ρ ↓ (r)v
xc
[ρ ↑ (r), ρ ↓ (r)]dr, (2.58)
onde, como é convencional, ρ ↑ é a densidade eletrônica para spin up e ρ ↓ a densidade eletrô-
nica para spin down.
Se a densidade de carga do sistema esta longe de ser uniforme, a energia de troca e
correlação calculada usando a densidade de um gás de elétrons não uniforme pode não ser uma
boa escolha. Uma forma de melhorar a LDA é fazendo com que a contribuição de v
xc
de cada
célula não dependa somente da densidade local, mas também da densidade das células vizinhas.
Esta aproximação é chamada de aproximação do gradiente generalizado (GGA- Generalized
CAPÍTULO 2: METODOLOGIA I 35
Gradient Approximation). Nesta aproximação V
xc
[ρ] é escrito assim,
V
GGA
xc
[ρ, ∇
ρ
] =
drρ(r)v
xc
[ρ(r), ∇
ρ(r)
]. (2.59)
Esta aproximação depende da escolha de v
xc
[ρ(r), ∇
ρ(r)
], de modo que diferentes para-
metrizações levam a funcionais diferentes, ao contrário da LDA.
A GGA, em comparação com a LDA, descreve melhor energias de dissociação de mo-
léculas e as constantes de rede de metais alcalinos e de transição. Dentre as duas aproximações
descritas acima, não tem como dizer qual delas é melhor ou pior, cada uma tem suas particula-
ridades que irão depender do problema que será estudado.
CAPÍTULO 3
METODOLOGIA II
Até o momento, foi descrito como um problema de muitos corpos pode ser abordado
utilizando a DFT juntamente com a aproximação de Born-Oppenheimer.
No caso específico deste trabalho, o desafio é encontrar as soluções para as equações
de Kohn-Sham, dentro do formalismo da DFT, para um conjunto de condições iniciais. Mesmo
que a DFT seja, por si própria, um desenvolvimento da equação de Schrödinger, sua solução não
é simples e não pode ser obtida algebricamente, e, mais uma vez, uma série de aproximações se
fazem necessárias.
Neste Capítulo é apresentada a metodologia utilizada no programa SIESTA (Spanish
Initiative for Electronic Simulations with Thousands of Atoms) [28,29], que foi utilizado para a
realização dos cálculos de estrutura eletrônica dos sistemas investigados cujos resultados estão
contidos nos capítulos 4 e 5 desta dissertação.
3.1 Teoria do pseudopotencial
Podemos pensar na configuração de um átomo, como ilustrado na figura 3.1. No centro
teremos o núcleo atômico, circundado por uma nuvem de elétrons de caroço que são fortemente
ligados ao núcleo, e mais externamente, encontram-se os elétrons de valência. Como estes
últimos estão menos fortemente ligados ao núcleo atômico, as propriedades dos sólidos, sejam
elas eletrônicas, ópticas, magnéticas ou de superfície dependem mais deles do que os elétrons
de caroço. Desta forma, serão utilizadas pseudofunções de onda correspondentes apenas aos
elétrons de valência, pois é conhecido que os elétrons de caroço não participam das ligações
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 37
Figura 3.1: Figura ilustrativa de um átomo hipotético.
químicas e o caroço praticamente não é alterado em diferentes ambientes químicos.
O método dos pseudopotenciais vem sendo utilizado desde a década de 40 do século XX.
Originalmente os pseudopotenciais foram introduzidos para simplificar os cálculos de estrutura
eletrônica, substituindo os elétrons de caroço e o forte potencial iônico por um pseudopotencial
atuando em pseudofunções de valência. Nesta aproximação a energia total é obtida pela expres-
são 2.52 substituíndo-se a densidade eletrônica total pela de valência e o potencial externo pelo
pseudopotencial.
Inicialmente, consideramos que os estados eletrônicos presente em moléculas e sólidos
dividem-se em dois tipos: os de caroço e os de valência, como ilustrado na figura 3.1. Como já
foi apresentado anteriomente, os elétrons da camada de valência são os responsáveis pelas liga-
ções químicas. Assim, é uma aproximação razoável considerar somente os graus de liberdade
dos elétrons de valência em cálculos de propriedades eletrônicas de moléculas e sólidos. No
entanto, é necessário levar em consideração a ortogonalidade entre os estados de caroço e os de
valência. Isto pode ser feito com a utilização de pseudopotenciais de norma conservada.
Há, na literatura, vários métodos para construir os pseudopotenciais. Podemos dividi-los
em dois grandes grupos: (I) Pseudopotenciais empíricos e (II) Pseudopotenciais de primeiros
princípios. O primeiro envolve sempre um conjunto de parâmetros ajustáveis os quais são capa-
zes de reproduzir algum conjunto de dados experimentais. O segundo é construído resolvendo
a equação de Schrödinger para o caso atômico. Atualmente na literatura, o segundo enfoque é
mais utilizado, particularmente nos trabalhos de Bachelet, Hamann e Schlüter (BHS) [30] e de
Troullier e Martins (T-M) [31]. Estes são chamados potenciais de norma conservada e seguem
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 38
um procedimento proposto por A. Zunger e M. L. Cohen [32].
Para a realização de cálculos atômicos de primeiros princípios (ab initio), deve-se esco-
lher uma configuração atômica de referência. Assim, considerando que a blindagem eletrônica
possui simetria esférica, os cálculos serão realizados autoconsistentemente através da solução
da equação radial de Kohn-Sham:
−
1
2
d
2
dr
2
+
l(l + 1)
2r
2
+ V (ρ, r)
rR
nl
(r) = ǫ
nl
rR
nl
(r), (3.1)
onde R
nl
(r) é a função de onda atômica radial de todos os elétrons de valência, sendo conhecida
como função all electron, n e l são os números quânticos principal e de momento angular,
respectivamente. V (ρ, r) é o potencial autoconsistente de um elétron dado por:
V (ρ, r) = −
Z
r
+ V
Hartree
[ρ] + V
xc
[ρ], (3.2)
onde ρ(r) é a densidade eletrônica para as funções de ondas ocupadas, R
nl
(r).
A formulação geral consiste em encontrar a pseudofunção apropriada tal que seja idên-
tica à função efetiva para um valor de r além do raio de corte r
c
. A região do caroço deve ser
especificada através do raio de corte para cada função de onda atômica radial. Para calcular
R
nl
(r) na região do caroço utiliza-se uma função F (r) analítica conveniente, sujeita a deter-
minadas condições que serão apresentadas mais adiante. Esta função F (r) possui a seguinte
forma [31,33]:
F (r) = rR
ps
l
(r) = r[r
l
f(r)], (3.3)
onde R
ps
l
(r) é a pseudofunção de onda radial na região do caroço e para f(r) pode ser utilizado
a função exponencial e
p(r)
, sendo p(r) um polinômio.
Uma vez que o hamiltoniano modificado atua na pseudofunção de onda, deve-se pro-
duzir o mesmo autovalor ǫ
l
(obtido da solução all electron) tal que a equação de Kohn-Sham
torna-se:
−
1
2
d
2
dr
2
+
l(l + 1)
2r
2
+ V
ps
(r)
rR
ps
l
(r) = ǫ
l
rR
ps
l
(r). (3.4)
O pseudopotencial V
ps
(r) na região do caroço é obtido com a inversão da equação 3.4:
V
ps
(r) = ǫ
l
−
l(l + 1)
2r
2
+
1
2rR
ps
l
d
2
dr
2
(rR
ps
l
). (3.5)
Paraevitar um pseudopotencial com uma singularidade na origem, a pseudofunção de onda deve
comportar-se com r
l
próximo a origem e não conter nós. A condição para que o pseudopotencial
seja contínuo é que a pseudofunção de onda tenha derivadas primeiras e segundas contínuas.
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 39
As condições essenciais para a determinação de R
ps
l
são [31,34]:
(I) Os autovalores da pseudofunção de onda (PFO) e da função de onda real (FOR)
devem ser iguais, para a configuração atômica de referência escolhida.
(II) A PFO e a FOR normalizadas devem coincidir acima do raio de corte r
c
. Além
disso, as derivadas de F (r) e rR
l
(r) devem ser iguais no ponto r = r
c
. Isto assegura que a
pseudofunção de onda “encontra” a função de onda real de modo contínuo e diferenciável em
r
c
.
(III) A condição anterior implica que
r
c
0
|R
ps
l
(r)|
2
r
2
dr =
r
c
0
|R
l
(r)|
2
r
2
dr, ou seja, a
carga contida na esfera de raio r
c
é igual utilizando qualquer uma das duas funções de onda
(conservação da norma).
(IV) A derivada logarítmica de PFO deve convergir para a de FOR. Além disso a deri-
vada logarítmica em relação a energia da PFO também deve convergir para a da FOR no caso
em que r > r
c
. Desta forma, a dependência do pseudopotencial será de segunda ordem na
energia, e este erro pode ser ignorado na maioria dos casos.
Se o pseudopotencial obedecer às quatro condições acima ele é chamado de pseudopo-
tencial de norma conservada e uma transferibilidade será assegurada. Neste caso, o número de
graus de liberdade para o ajuste do pseudopotencial é aumentado melhorando dessa forma a
“suavização” da função de onda. Assim, o pseudopotencial será descrito por um menor número
de ondas planas o que é muito importante quando se trata de sistemas contendo muitos elétrons.
Os efeitos de blindagem dos elétrons de valência dependem do ambiente químico no
qual eles são colocados. Assim, se removermos os efeitos dos elétrons de valência, obteremos
um pseudopotencial iônico que depende do ambiente, garantindo dessa forma uma boa transfe-
ribilidade para o pseudopotencial. Esses efeitos são calculados de forma autoconsistente para
determinar a blindagem eletrônica no novo ambiente. Isto é feito subtraindo o potencial de Har-
tree e o potencial de troca-correlação dos elétrons de valência do potencial blindado, restando o
potencial iônico
V
ps
ion,l
(r) = V
ps
l
(r) − V
ps
Hartree
[ρ] − V
ps
xc
[ρ]. (3.6)
Há uma dependência explícita do potencial iônico com o momento angular da pseudo-
função de onda, sendo que cada momento angular l “sentirá” um potencial diferente, o qual
pode ser reescrito como:
V
ps
ion,l
(r) = V
ps
ion,local
(r) +
l
V
nlocal
(r)
P
l
(3.7)
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 40
onde
P
l
é o operador de projeção para o momento angular l.
Separando o termo local do termo não local aumentamos a eficiência dos cálculos com-
putacionais. V
ps
ion,local
(r) que é de longo alcance pode ser escolhido de forma arbitrária, porém,
é vinculado a reproduzir as propriedades de espalhamento atômico.
O termo semi-local é de curto alcance e é escrito da seguinte forma:
V
nlocal,l
(r) = V
ps
ion,l
(r) − V
ps
ion,local
(r). (3.8)
O pseudopotencial iônico permanece inalterado durante a autoconsistência, sendo esta aproxi-
mação denominada de “aproximação de caroço congelado”.
Na expressão 3.7 o pseudopotencial foi separado em dois termos, um termo local e um
segundo termo dependente do momento angular (l) que carrega todas as correções devido à não
localidade do pseudopotencial.
Usando o procedimento de Kleinman e Bylander [35] o potencial semi-local dado pela
expressão 3.8 pode ser transformado em um termo não local:
V
KB
nlocal,l
(r) =
|V
nlocal,l
(r)φ
ps,O
l
(r)φ
ps,O
l
(r)V
nlocal,l
(r)|
φ
ps,O
l
(r)|V
nlocal,l
(r)|φ
ps,O
l
(r)
, (3.9)
onde φ
ps,O
l
(r) é a pseudofunção de onda atômica.
Nas próximas duas sobseções serão apresentados os pseudopotenciais com conservação
de norma de Kerker e os pseudopotenciais de Troullier e Martins, que são uma generalização
deste.
3.1.1 Pseudopotencial suave
O pseudopotencial é dito suave quando existe uma rápida convergência na energia total
do sistema, sendo que este fato leva a uma rápida convergência das propriedades do sistema
em relação ao aumento do número de funções base. Esta convergência deve ser obtida descon-
siderando a escolha particular da estrutura cristalina, da constante de rede ou alguma posição
atômica interna.
O pseudopotencial mais suave é gerado pelo procedimento de Kerker [33], onde é pos-
sível gerar e parametrizar um conjunto de pseudopotenciais de norma conservada. O primeiro
passo é estender a pseudofunção de onda dentro do raio de corte com uma função analítica, a
qual comporta-se com r
l
para r pequeno e não tem nodos. Com isso Kerker define a pseudo-
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 41
função de onda como:
R
ps
(r) =
R
l
se r ≥ r
c
;
r
l
exp[p(r)] se r ≤ r
c
.
(3.10)
onde p(r) é um polinômio de ordem n, sendo que n foi escolhido por Kerker como sendo 4,
assim temos
p(r) = c
o
+
4
i=2
c
i
r
i
. (3.11)
Na expansão polinomial o coeficiente c
1
é omitido para evitar a singularidade na origem do
pseudopotencial blindado, V
ps
(r). Os outros quatro coeficientes são determinados através das
condições de pseudopotencial de norma conservada (apresentados anteriormente).
Invertendo-se a equação radial de Schrödinger obtemos o pseudopotencial blindado
V
ps
(r) =
V (r) se r ≥ r
c
;
ǫ
l
+
(l+1)
r
p
′
(r)
2
+
p
′′
(r)+[p
′
(r)]
2
2
se r ≤ r
c
.
(3.12)
Uma vantagem deste procedimento é que a pseudofunção de onda R
ps
l
(r) e o pseudopotencial
blindado V
ps
(r) são funções analíticas dentro do raio de corte r
c
.
O método de Kerker pode ser generalizado aumentando a ordem do polinômio p(r), pois
os coeficientes adicionais darão o grau variacional necessário para investigar propriedades de
suavidade para uma família de pseudopotenciais parametrizados.
A suavidade pode ser facialmente obtida aumentando-se o raio de corte r
c
, porém esse
processo compromete a transferibilidade do pseudopotencial. Para que a transferibilidade mante-
nha-se constante usa-se as derivadas logarítmicas do pseudopotencial original de Kerker que
será uma referência para o critério de transferibilidade. O raio de corte dos pseudopotenciais
gerados são ajustados até que as derivadas logarítmicas da energia igualarem-se aos valores de
referência.
Os pseudopotenciais de Kerker são usados até hoje em alguns trabalhos. No entanto, não
são os pseudopotenciais de norma conservada mais suaves possíveis. Na subseção seguinte,
será apresentado um pseudopotencial mais suave que o de Kerker, amplamente utilizado na
literatura, o pseudopotencial de Troullier e Martins.
3.1.2 Pseudopotencial de Troullier-Martins
Nesta dissertação, utilizamos os pseudopotenciais de Troullier e Martins. Este pseudo-
potencial também obedece ao critério de conservação de norma e é um refinamento do procedi-
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 42
mento dos pseudopotenciais de Kerker apresentados previamente.
É feito, num primeiro momento, um aumento na ordem do polinômio p(r), com o acrés-
cimo no grau do polinômio conseguindo um maior grau de liberdade no que diz respeito à forma
para os pseudopotenciais. A transferibilidade é garantida pelas mesmas premissas do método
de Kerker. Porém, além do aumento do grau do polinômio, Troullier e Martins mostraram que
o comportamento assintótico dos pseudopotencias é dependente do valor de suas derivadas ím-
pares na origem. Com isso, o comportamento das pseudofunções de onda pode ser melhorado
considerando todos os coeficientes ímpares do polinômio como sendo zero, que é equivalente a
considerar as derivadas ímpares dos pseudopotenciais como sendo zero na origem. Um possível
polinômio a ser usado é:
p(r) = c
o
+ c
2
r
2
+ c
4
r
4
+ c
6
r
6
+ c
8
r
8
+ c
10
r
10
+ c
12
r
12
. (3.13)
Assim, para determinar os sete coeficientes, têm-se as seguintes condições: A primeira delas
refere-se à conservação de norma; da segunda até a sexta refere-se à continuidade da pseu-
dofunção de onda e das primeiras quatro derivadas em r
c
e a última refere-se à curvatura do
pseudopotencial blindado na origem que considera-se igual a zero.
Estes pseudopotenciais fornecem bons resultados e são utilizados na literatura por di-
versos grupos de pesquisas.
3.2 Funções base
As funções base mais conhecidas são as ondas planas e os orbitais do tipo gaussianos e
de Slater. Para sistemas cristalinos a função base mais utilizada tem sido as ondas planas que
reproduzem as condições periódicas de contorno usadas em cálculos de estrutura eletrônica para
sistemas cristalinos. Entretanto, estas funções de onda apresentam uma grande desvantagem,
pois é necessário um grande número de ondas planas para descrever a maioria dos átomos na
natureza. Por exemplo, para um elemento simples como o silício é necessário, no mínimo, 100
ondas planas por átomo. Isto implica em um grande custo computacional de memória e tempo
de CPU.
Uma maneira de aumentarmos a eficiência computacional no estudo de sistemas com-
plexos é desenvolvermos métodos que utilizam o escalonamento linear. Nestes métodos é fun-
damental que tenhamos funções de base localizadas e, além disso, é necessário levarmos em
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 43
conta dois aspectos importantes: o número de funções de base por átomo e o tamanho da região
de localização destas funções.
As funções base do tipo gaussianas tem a vantagem de serem muito eficientes e aplicá-
veis para todos os elementos da tabela periódica, inclusive metais de transição 3d. Além disso,
elas são flexíveis. Por exemplo, quando modelamos um elemento de transição com uma im-
pureza, somente as funções de mais alto momento angular da impureza têm papel relevante na
determinação da densidade eletrônica do estado fundamental e na minimização da energia do
sistema, o resto do sistema pode ser tratado com o conjunto base inicial. Uma outra vantagem
de bases tipo gaussiana é que elas tornam a matriz hamiltoniana esparsa com o aumento do
sistema. Esta característica é importante para o desenvolvimento de metodologias de escalo-
namento linear. A principal desvantagem para este tipo de base é a falta de sistemática para a
convergência.
Um outro tipo de funções base são orbitais atômicos numéricos, que são mais flexíveis
que os orbitais do tipo gaussiano. Na literatura é possível encontrarmos diferentes propostas
sobre sua origem. A localização das funções base são asseguradas pela imposição de uma
condição de contorno, pela adição de um potencial de confinamento ou pela multiplicação de
orbitais de átomos livres por uma função de corte. Desta forma, descrevemos três principais
características para o conjunto de base de orbitais atômicos: tamanho, alcance e a forma radial.
3.2.1 Base de orbitais atômicos
O SIESTA usa bases localizadas numéricas ou gaussianas. Em nosso trabalho utilizamos
apenas bases numéricas estritamente localizadas.
Os orbitais de Kohn-Sham, φ
KS
, podem ser expandidos em funções de base ϕ, que
são os orbitais pseudoatômicos. Por sua vez, estes orbitais são expandidos em outras funções,
as funções gaussianas que são representadas pelos seus expoentes zeta (ζ). Cada orbital é
expandido em uma combinação linear de ζ, o que nos fornece uma maior liberdade variacional
para o nosso problema, assim
ϕ =
i
c
i
ζ
i
. (3.14)
O número de ζ dá nome a base atômica, no SIESTA. Uma única função ζ constitui
uma single ζ (SZ), duas funções ζ constituem uma double ζ (DZ), e assim sucessivamente. As
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 44
bases menos rigorosas (por exemplo SZ) tornam os cálculos mais rápidos. Bases mais rigorosas,
demandarão um esforço computacional maior, porém a precisão será melhorada.
A base SZ é também conhecida como base mínima pois possui apenas uma função radial
por momento angular e somente para aqueles momentos angulares que estão na valência do
átomo isolado. Neste sentido é uma base mínima pois requer um pequeno número de funções
para descrever os elétrons de um átomo. Com esta base podemos realizar cálculos rápidos
em sistemas com um grande número de átomos, assim é possível termos noções gerais acerca
das tendências qualitativas das ligações químicas e também uma boa descrição das bandas de
valência. Entretanto, essa base é muito rígida para ser usada em outros cálculos que necessitam
uma maior flexibilidade, tanto na parte radial quanto na parte angular.
Partindo de uma base SZ, podemos obter uma melhor descrição da parte radial adicio-
nando uma segunda função para cada momento angular. Desta forma obteremos uma base DZ.
São propostos muitos esquemas para gerarmos essas segundas funções. Na química quântica o
esquema de desdobramento da valência (split valence) é o mais utilizado. As gaussianas mais
estreitas são usadas para definir o primeiro orbital da DZ e as gaussianas mais estendidas des-
crevem o segundo orbital. Uma outra proposta define a segunda ζ como a derivada da primeira
em relação a ocupação.
Uma extensão da idéia de split valence para orbitais atômicos numéricos localizados
inicialmente foi desenvolvido por Sankey e Nicolaiwsky [36] sendo posteriomente utilizado por
Artacho e colaboradores e tem sido usado com sucesso em uma variedade de sistemas.
Funções que correspondem a um momento angular superior podem ser adicionadas às
funções de base, para garantir flexibilidade aos orbitais dos elétrons de valência quando estes
formam ligações químicas. Estas funções são chamadas de funções de polarização. A base
utilizada nesta dissertação é uma dupla zeta com uma função de polarização (DZP).
3.2.2 Raio de corte dos orbitais
O problema é encontrar uma maneira sistemática e eficiente de definir todos os raios de
corte das funções de base, sendo que a precisão e a eficiência dos cálculos dependem desse raio.
O procedimento consiste então em definir todos os raios em função de um único parâmetro cha-
mado energy shift. O energy shift é o deslocamento de energia que cada orbital experimenta
quando confinado à uma esfera finita. Essa esfera define todos os raios de uma maneira balan-
ceada e permite a convergência sistemática das quantidades físicas para a precisão desejada, ou
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 45
seja, fazendo um cálculo atômico com uma base numérica os autovalores atômicos deverão ser
iguais aos orbitais sem o corte na função base até uma determinada diferença escolhida para
o energy shift. Quanto menor for o energy shift mais rigorosa deverá ser a base, portanto
mais estendidas serão as funções base e maior será o raio de corte.
Uma das grandes vantagens de escolhermos orbitais atômicos localizados (orbitais que
se anulam acima de um determinado raio de corte) é que as interações estendem-se a um alcance
finito de camadas de vizinhos.
Além de encontrarmos uma base precisa de curto alcance, precisamos também conside-
rar o fato de que as funções de onda de valência sejam ortogonais as funções de onda do caroço.
No nosso caso utilizamos a aproximação de pseudopotenciais para descrever a interação entre
os elétrons de valência e os caroços atômicos, como descrito na seção de pseudopotenciais.
3.3 Código computacional SIESTA
O código computacional SIESTA é um código totalmente autoconsistente baseado na
DFT, e usa pseudopotenciais de norma conservada e uma base de orbitais atômicos numéricos
flexíveis para calcular as autofunções do hamiltoniano, sendo esta aproximação denominada
de Combinação Linear de Orbitais Atômicos (LCAO - devemos ter o cuidado que esta LCAO
é diferente daquela mais amplamente conhecida que foi proposto por Roothan [37] em 1951).
As simulações realizadas com o SIESTA são baseadas em três partes: geração dos orbitais que
irão servir como base, construção das matrizes hamiltonianas de Kohn-Sham (KS) e de overlap
(sobreposição) e ainda a resolução do hamiltoniano através do procedimento de KS.
No SIESTA as funções base são pseudo-orbitais atômicos, sendo estes orbitais de valên-
cia do estado fundamental do átomo neutro dentro da aproximação do pseudopotencial.
Para construírmos as matrizes hamiltonianas e de overlap utilizamos a aproximação
dos pseudopotenciais não locais, sendo que o hamiltoniano de Kohn-Sham é escrito da seguinte
forma:
H
KS
= T +
at
V
local
at
(r) + V
nlocal
at
(r) + V
Hartree
(r) + V
xc
(r). (3.15)
A parte local do pseudopotencial é um operador de longo alcance que tem a forma Z/r
fora do raio de corte, sendo Z a carga do pseudoíon. Para calcularmos a parte local do pseu-
dopotencial de maneira eficiente é necessário truncá-lo. A forma proposta no código SIESTA é
dividir a carga eletrônica em uma soma de cargas dos átomos neutros e isolados ρ
o
(r) mais uma
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 46
variação de carga δρ(r) que tem a informação da redistribuição de cargas devido as ligações
químicas. A soma das cargas dos átomos neutros e isolados ρ
o
(r) é obtida através da ocupação
dos orbitais de valência com cargas apropriadas
ρ(r) = ρ
o
(r) + δρ(r) =
at
ρ
at
(r −
R
at
) + δρ(r). (3.16)
Da mesma forma decompondo o potencial de Hartree, temos
V
Hartree
(ρ) = V
Hartree
(ρ
o
+ δρ) = V
Hartree
(ρ
o
) + δV
Hartree
(ρ). (3.17)
A soma da parte local do pseudopotencial mais o potencial de Hartree gerado pela densidade de
carga ρ
o
é definido como sendo o potencial do átomo neutro.
Para manter a neutralidade de carga este potencial deve anular-se fora do raio de corte
do orbital mais estendido, desta maneira temos um potencial de curto alcance:
V
neutro
at
(r −
R
at
) = V
local
at
(r −
R
at
) + V
Hartree
(ρ). (3.18)
A parte não local do pseudopotencial de curto alcance depende do momento angular e é
separado dentro do esquema proposto por Kleinman-Bylander. Então, o hamiltoniano pode ser
reescrito como:
H
KS
= T +
at
V
neutro
at
(r) +
at
V
nlocal
at
(r) + δV
Hartree
(r) + V
xc
(r). (3.19)
Os elementos de matriz dos dois primeiros termos envolvem somente integrais de dois
centros que são facilmente calculados no espaço recíproco e tabeladas como uma função da
distância interatômica. O terceiro termo é uma soma de pseudopotenciais blindados de curto
alcance que são tabelados como função da distância dos átomos, sendo facilmente interpolada
para alguns pontos do grid (malha) desejado. Os dois últimos termos requerem o cálculo da
densidade eletrônica do grid.
Para fazer isto primeiramente encontramos a base de orbitais atômicos associados aos
pontos do grid através da interpolação de tabelas numéricas. A densidade eletrônica é dada por:
ρ(r) =
µν
ρ
µν
φ
µ
(r)φ
ν
(r), (3.20)
onde µ e ν percorrem toda a base de orbitais atômicos φ
µ
, φ
ν
e ρ
µν
é um elemento da matriz
densidade de um elétron.
Na descrição dos elétrons do caroço, o pseudopotencial adotado é o pseudopotencial de
Troullier-Martins, sendo que na descrição dos elétrons de valência utiliza-se uma combinação
CAPÍTULO 3: METODOLOGIA II 47
linear de pseudo-orbitais atômicos. Neste caso o problema é encontrar a energia total de Kohn-
Sham que tem a seguinte forma:
E[Ψ] =
Ψ|
H
KS
|Ψ
Ψ|Ψ
, (3.21)
onde Ψ é a função de onda total do sistema, Ψ|
H
KS
|Ψ é a matriz hamiltoniana e Ψ|Ψ a
matriz de overlap.
Construídas as matrizes hamiltonianas e de overlap utiliza-se a técnica de diagonaliza-
ção, obtendo as energias dos autoestados e os correspondentes autovalores do hamiltoniano.
Estes orbitais são usados para a obtenção de uma nova densidade sendo que o processo de
obtenção de novas matrizes hamiltonianas e de overlap é autoconsistente. Este processo so-
mente irá finalizar quando as densidades de entrada e saída convergirem dentro de um critério,
chamado critério de convergência. Portanto, as propriedades do sistema são obtidas através da
solução autoconsistente das equações de Kohn-Sham.
Este é exatamente o procedimento que utilizamos no estudo teórico das propriedades
eletrônicas e estruturais de defeitos em GaN. Nos próximos Capítulos (4 e 5) os nossos resulta-
dos serão discutidos e no Capítulo 6 apresentaremo as as conclusões obtidas.
CAPÍTULO 4
RESULTADOS
Estudos experimentais e teóricos mostram que nanotubos de GaN apresentam poten-
cial para serem usados na eletrônica, fotônica e dispositivos optoeletrônicos. Entretanto, para a
construção de dispositivos eletrônicos é necessário que haja um bom entendimento das propri-
edades eletrônicas e estruturais, não somente de nanotubos sem defeito algum, mas também de
nanotubos com defeitos. Estes defeitos podem aparecer durante o crescimento ou serem criados
por ações externas.
Defeitos em nanotubos são de particular interesse devido às oportunidades únicas que
eles oferecem para investigar a influência da desordem sobre as propriedades de sistemas uni-
dimensionais ou quase unidimensionais. Entretanto, é preciso conhecer quais são os defeitos
envolvidos e a melhor maneira de produzi-los e controlá-los.
Nosso trabalho consiste no estudo das propriedades eletrônicas e estruturais de defeitos,
como antisítios, vacâncias e impurezas substitucionais de carbono e silício em nanotubos de
GaN usando cálculos de primeiros princípios. Como descrito nos capítulos 2 e 3, empregamos
a DFT e resolvemos as equações de Kohn-Sham de forma autoconsistente com a Aproximação
da Densidade Local (LDA) para o termo de troca e correlação. Usamos a aproximação de
pseudopotenciais possibilitando assim, que os núcleos e elétrons das camadas mais internas
fossem congelados (fixos) e para representar os elétrons de valência, usamos uma combinação
linear de orbitais atômicos representados por funções base do tipo gaussianas, onde cada orbital
é descrito pela contração de duas funções gaussianas que possuem um expoente zeta (ζ) que
descreve a gaussiana. Este método é conhecido como split valence, o que significa que a parte
eletrônica interna e a camada de valência do átomo são descritos separadamente.
CAPÍTULO 4: Resultados 49
Para possibilitar com que houvesse uma distorção (re-arranjo) da nuvem eletrônica utili-
zamos funções de polarização (momento angular de mais alta ordem, ou seja, d para os átomos
envolvidos). Utilizamos também a polarização de spin, o que será necessária se desejarmos dis-
cutir a possibilidade de haver uma magnetização do sistema. Para projetar a densidade de carga
no espaço direto e calcular os elementos de matriz do hamiltoniano, foi usado uma malha (grid)
com uma energia de corte (Mesh Cutoff) de 120 Ry. A interação elétron-caroço é descrita
pelo pseudopotencial não-local de norma conservada de Troullier-Martins com o auxílio dos
projetores de Kleinman-Bylander.
Usando um parâmetro conhecido como Energy Shift, as funções base possuem um
alcance finito, ou seja, possuem um raio de corte r
c
. Como cada função gaussiana possui um
expoente ζ, temos uma liberdade de fazer com que a gaussiana com expoentes ζ
1
seja mais
estreita e a gaussiana com expoente ζ
2
seja mais dispersa. Porém, deverão coincidir a partir
de um certo ponto, que é chamado de r
match
. Neste trabalho utilizamos um Energy Shift
igual a 0,10 eV. Com isso os valores de r
c
e r
match
para as funções gaussianas que descrevem
os orbitais s e p do Ga, N , C e Si estão apresentados na tabela 4.1. A figura 4.1 é uma
representação esquemática das funções de base para um átomo qualquer, onde está indicado r
c
e r
match
.
Figura 4.1: Representação gráfica das funções gaussianas com expoentes ζ
1
e ζ2.
As geometrias de equilíbrio dos nanotubos são obtidas minimizando a energia total,
usando o cálculo de forças de Hellmann-Feynman[22] e as otimizações foramrealizadas usando
o algoritmo do gradiente conjugado (CG). Consideramos a convergência quando as forças re-
manescentes em cada coordenada atômica fossem menores que 0,04 eV/Å. O código compu-
tacional utilizado neste trabalho foi o SIESTA, o qual resolve as equações de Kohn-Sham de
CAPÍTULO 4: Resultados 50
Tabela 4.1: Valores de r
c
e r
match
para as funções gaussianas que descrevem os orbitais s e p do Ga, N, C e Si
s p
r
c
(Å) r
match
(Å) r
c
(Å) r
match
(Å)
Ga 6,0 4,91 8,30 6,22
N 4,18 2,94 4,97 3,05
C 4,75 3,48 5,66 3,65
Si 5,67 4,53 7,11 5,26
forma autoconsistente.
Iniciamos o trabalho procurando os pseudopotenciais apropriados para o Ga e N. O
pseudopotencial apropriado para o N é conhecido e já foi testado em diversos cálculos ab initio
envolvendo nanotubos, como por exemplo, em cálculos de nanotubos de BN, AlN e BC
2
N.
Entretanto, não é conhecido um pseudopotencial apropriado para o Ga, assim temos que testar
o pseudopotencial gerado para o Ga. Para realizar este teste usamos o GaN cristalino na fase
hexagonal (wurtzita) e na fase cúbica (zinc blend), que são as duas fases mais conhecidas
do cristal de GaN, como descrito no capítulo 1 e apresentado na figura 1.1 (a) e (b). Para o
Ga os orbitais 3d foram mantidos na parte de caroço, com isso usamos core-correction para
a descrição da valência que consiste em descrever a interação dos elétrons de valência com
os elétrons de caroço, este método também foi usado por Van de Walle e colaboradores no
estudo do GaN cristalino, mais explicações sobre este método podem ser obtidas no artigo [38].
Maiores detalhes da obtenção do pseudopotencial, como por exemplo, os raios de corte para
os diferentes orbitais, podem ser encontrados na monografia de trabalho final de graduação do
aluno James M. de Almeida do curso de Física da UFSM sob a orientação do prof. Paulo
Piquini [39].
No processo de teste dos pseudopotenciais calculamos o parâmetro de rede, o módulo
de compressibilidade volumétrica e a estrutura de bandas. Realizamos estes cálculos utilizando
uma célula unitária com 4 átomos para a fase hexagonal (wurtzita) e 2 átomos para a fase
cúbica (zinc blend). Para realizarmos a soma na zona de Brillouin de funções periódicas foram
utilizados 18 pontos
k, gerados através do esquema de Monkhorst-Pack [40].
Para obtermos o parâmetro de rede de equilíbrio, fizemos o cálculo da energia total em
função do parâmetro de rede, cujos resultados para wurtzita estão apresentados na figura 4.2.
A partir desta figura podemos obter o valor do parâmetro a da rede hexagonal sendo que o valor
CAPÍTULO 4: Resultados 51
c/a foi mantido fixo (c/a = 1,63). Para a fase cúbica o procedimento foi similar, porém neste
caso procuramos apenas o valor para o parâmetro de rede de equilíbrio.
3
3,05
3,1
3,15
3,2
3,25
3,3
3,35
-716,6
-716,5
-716,4
-716,3
-716,2
Energia Total (eV)
Parametro de rede (A)
^
0
Figura 4.2: Energia total versus o parâmetro de rede a da rede hexagonal.
O módulo de compressibilidade volumétrica (bulk modulus) foi calculado usando a
equação de estado de Murnaghan [41],
E(V ) = E
0
+
B
0
V
B
′
0
V
0
/V
B
′
0
B
′
0
− 1
+ 1
−
B
0
V
0
B
′
0
− 1
, (4.1)
onde B
0
é o módulo de compressibilidade volumétrica a pressão zero (parâmetro de rede como
sendo aquele de equilíbrio), B
′
0
é a derivada em relação à pressão para uma temperatura cons-
tante, que é tomado como constante (0,529), pois muda muito pouco com a pressão. V
0
é o
volume a pressão zero e V é o volume obtido para a célula unitária cujo parâmetro de rede não
é aquele de equilíbrio. Os parâmetros variados para o ajuste dos dados obtidos na simulação
são B
0
, V
0
e E
0
.
Na tabela 4.2 apresentamos os resultados para o parâmetro de rede e o módulo de com-
pressibilidade volumétrica, para a fase hexagonal do GaN cristalino obtidos através de nossa
aproximação, comparando com resultados experimentais de Leszczynski e colaboradores [42] e
com outros cálculos similares de Stampfl e Van de Walle [43] e de Wright e Nelson [44], porém
usando ondas planas como funções base.
CAPÍTULO 4: Resultados 52
Tabela 4.2: Valores para o parâmetro da rede hexagonal e para o bulk modulos (B
0
). Experimental, obtidos
através de nossa aproximação e utilizando métodos similares.
grandeza experimental este trabalho ref. [43] ref. [44]
a 3,189 Å 3,188 Å 3,193 Å 3,162 Å
B
0
2,07 Mbar 1.82 Mbar – 2.02 Mbar
Na tabela 4.3 apresentamos os resultados para o parâmetro de rede de equilíbrio (a
o
) e
o módulo de compressibilidade (B
o
), para a fase cúbica do GaN cristalino. Obtidos através
de nossa aproximação (terceira coluna), valores obtidos experimentalmente (segunda coluna)
por Strite e colaboradores [45] e valores obtidos utilizando metodologia similar (quarta e quinta
coluna).
Tabela 4.3: Valores para o parâmetro de rede de equilíbrio (a
0
) e para o bulk modul os (B
0
) do GaN na fase
cúbica. Experimental, calculado através de nossa aproximação e calculado usando metodos similares .
grandeza experimental este trabalho ref. [43] ref. [44]
a
0
4,50 Å 4,498 Å 4,518 Å 4,460 Å
B
0
1,95 2,26 Mbar 1,91 Mbar 1,87 Mbar
Os resultados para o parâmetro de rede e o módulo de compressibilidade volumétrica
mostram que os valores encontrados para estas duas grandezas físicas, usando a nossa aproxi-
mação são muito próximos aos valores encontrado usando aproximações similares.
Calculamos também a energia de coesão do GaN hexagonal e cúbico, utilizando a se-
guinte expressão:
E
coesao
= E
t
− n
Ga
E
Ga
− n
N
E
N
, (4.2)
onde E
coesao
é a energia de coesão e E
t
a energia total do sistema , n
Ga
e n
N
são os números de
átomos de Ga e de N presentes no sistema, E
Ga
( E
N
) é a energia de um átomo livre de gálio
(nitrogênio).
Nossos resultados mostram que a energia de coesão da fase cúbica e hexagonal são apro-
ximadamente iguais. Obtemos -11,08 eV para a wurtzita e -10.99 eV para o zinc blend, estes
resultados estão em acordo com os resultados de Chin-Yu Yeh e colaboradores [46] e Agostino
Zoroddu e colaboradores [47], utilizando uma medodologia similar. Como é conhecido, o GaN
na fase da wurtzita (GaN − w) é o mais estável e com isso, deste momento até o final desta
dissertação, sempre que mencionarmos GaN cristalino estamos nos referindo ao GaN na fase
CAPÍTULO 4: Resultados 53
hexagonal na estrutura da wurtzita.
Dando sequência ao trabalho, realizamos uma comparação entre a energia de coesão do
plano de GaN com a energia de coesão do cristal de GaN, obtendo que o plano possui cerca de
87% da energia do cristal. Isto nos mostra que estruturas planares, como são os nanotubos não
serão fáceis de serem obtidos experimentalmente. Porém como já apresentamos no Capítulo
1, nanotubos de GaN com espessura de paredes entre 5 e 50 nm já foram obtidos através da
técnica CVD [4]. Isto mostra que para a produção de nanotubos não é essencial que os planos
existam, ou seja, é possível produzir uma estrutura tubular estável mesmo que a diferença entre
a energia da forma cristalina e planar seja grande, como no caso do GaN.
Calculamos a entalpia de formação para o GaN na fase hexagonal e cúbica utilizando a
expressão:
∆H
f
= µ
GaN
− µ
Ga
− µ
N
, (4.3)
onde µ
GaN
é potencial químico do par GaN, µ
Ga
e o potencial químico do Ga cristalino e µ
N
é o potencial químico do N na molécula N
2
. Com este cálculo obtemos 1,87 eV para a fase
hexagonal e 1,52 eV para a fase cúbica. Este resultado esta em acordo com os resultados de
Boguslawski e colaboradores [48] que obtém 1,7 eV para a fase hexagonal e para a fase cúbica
Ramos e colaboradores [49] obtém 1,28 eV. O valor experimental para a fase hexagonal é 1,1
eV.
A estrutura de bandas para o GaN cristalino na fase hexagonal está representada na
figura 4.3(a) e para a fase cúbica na figura 4.3(b). Podemos perceber que o GaN possui um
gap direto de 2,5 eV para a fase hexagonal e 2,32 eV para a fase cúbica localizado no ponto
Γ (centro da zona de Brillouin). Este gap amplo e direto é o que torna o GaN um importante
material para construção de dispositivos optoeletrônicos. Se compararmos o valor do gap do
GaN, na fase hexagonal, obtido através de nossa aproximação com o resultado experimental
(3,44 eV a 4K até 3,5 a 295 K [50]), obtemos que o valor encontrado é cerca de 30% menor que
o valor experimental. Este resultado deve-se ao fato de estarmos usando o método DFT com
LDA e como é bem conhecido na literatura, este método subestima o valor do gap, com erros
que podem chegar até 50%.
As estruturas de bandas do GaN cristalino (wurtzita e zinc blend) obtidos por nós
(figura 4.3(a) e 4.3(b)) são muito similares àquelas existentes na literatura e que foram obtidas
por cálculos similares aos nossos [43, 44, 51–53]. Todos estes trabalhos apresentam um gap
direto para o GaN que vai de 1,75 eV a 3,6 eV dependendo da aproximação utilizada e ser
CAPÍTULO 4: Resultados 54
-8
-6
-4
-2
0
2
4
6
8
-15
-10
-5
0
5
10
A L M
Γ A
H K
Γ
E - E (eV)
F
F
E - E (eV)
Γ
L
X
(a)
(b)
Figura 4.3: Estrutura de bandas do GaN cristal na fase hexagonal (a) e na fase cúbica (b).
wurtzita ou zinc blend. Sendo que para o zinc blend o gap é menor. Nossos resultados
confirmam esta tendência, obtemos um gap de 2,5 eV para a wurtzita e de 2,32 eV para o zinc
blend.
Como já apresentamos, o GaN tem um gap direto o que faz com que este seja apropriado
para dispositivos ópticos. Quando temos um semicondutor de gap direto a emissão de um fóton
ocorre com o estado inicial e o final apresentando o mesmo valor de
k. Do contrário, para
um semicondutor de gap indireto o estado final e inicial tem valores de
k diferentes. Como o
vetor de onda
k é dado por p = ¯h
k, temos diferentes valores de p inicial e final para o caso
do gap indireto, com isso a transição será proibida pois não temos a conservação do momento.
Assim, para ocorrer a emissão de um fóton em um semicondutor de gap indireto a conservação
do momento requer algo adicional. Este algo adicional pode ser um fônon da rede cristalina.
Porém transições envolvendo fônon tem uma probabilidade muito pequena de ocorrer. Este
não é o caso do GaN, pois esse semicondutor possui gap direto e com isso podemos ter uma
emissão eficiente de fótons.
Assim, com estes resultados, podemos concluir que o pseudopotencial gerado para o
Ga e para N bem como a base utilizada apresenta uma confiabilidade, cujos erros encontrados
estão da mesma ordem de grandeza que demais cálculos que utilizam a DFT.
CAPÍTULO 4: Resultados 55
4.1 Estabilidadeepropriedades eletrônicas dos nanotubos de
GaN
Os testes realizados para o GaN cristalino não garantem que o mesmo sucesso será
obtido por estudos com planos e nanotubos de GaN. Com isso continuamos o trabalho de teste
da metodologia. A próxima etapa foi fazer um estudo da variação da energia de coesão de
nanotubos de GaN em função do diâmetro. Os resultados obtidos para a energia de coesão por
unidade de GaN em função do diâmetro dos nanotubos, estão resumidos na figura 4.4. Nesta
figura utilizamos como referência a energia de coesão do plano de GaN (nanotubo de diâmetro
infinito).
0 10 20 30 40
0
0,1
0,2
0,3
0,4
GaN(n,n)
GaN(n,0)
GaN(n,m)
Diametro (A)
0
^
Energia de coesao (eV/GaN)
~
Figura 4.4: Energia de coesão versus diâmetro.
Estudos similares foram realizados por Lee e colaboradores [54] usando a DFT, base de
ondas planas e LDA. Usando esta metodologia, os autores fizeram um estudo para nanotubos de
GaN zigzag e armchair de diferentes diâmetros e similares aos nossos resultados, obtiveram
que quanto maior é o diâmetro menor (mais negativa) é a energia de coesão por unidade de
GaN e a quiralidade praticamente não influencia na energia de coesão.
Analisando a figura 4.4 podemos observar que a energia de coesão decresce com o au-
mento do diâmetro do nanotubo. Isso era esperado, pois como foi obtido para nanotubos com-
postos por outros elementos (C, Si, SiC, BN, BC
2
N, entre outros), quanto maior é o diâmetro
CAPÍTULO 4: Resultados 56
do nanotubo menor é a energia associada a passagem da forma planar para a forma tubular,
conhecida na literatura como energia devido a tensão existente no material ou simplesmente
energia de strain.
Utilizando esta mesma metodologia, calculamos a energia de strain para nanotubos de
C, BN e BC
2
N. O valores obtidos para esta energia e dos diâmetros dos nanotubos, estão lis-
tados na tabela 4.4. Estes resultados estão em acordo com os existentes na literatura. Mintmire
e Write [55] e Blase e colaboradores [56], usando cálculos de primeiros princípios, calcularam
a energia de strain para nanotubos de C e BN, obtendo 0,1 eV/atom e 0,09 eV/atom. Através
da energia de strain existente na literatura para diferentes nanotubos Mingwen Zhao e colabo-
radores [57], construíram um gráfico da energia de strain versus diâmetro para nanotubos de
AlN, BN, C e GaN, onde fica claro que o strain dos nanotubos de GaN é similar ao strain
dos nanotubos de C, BN e BC
2
N. Esta similaridade na energia de strain dos nanotubos de
diferentes materiais, mostra que a maior dificuldade de obtermos as formas cilíndricas esta em
primeiro obter estruturas planares estáveis.
Tabela 4.4: Valores encontrados para a energia de strain de nanotubos zigzag (10,0) de C, BN, BC
2
N e
GaN, utilizando a nossa metodologia. Junto é apresentado o diâmetro dos nanotubos.
C BN BC
2
N GaN
diâmetro Å 8 8 8 10
E
coes
(eV/atom) 0,11 0,084 0,099 0,043
Antes de analisarmos nanotubos de GaN com defeitos, vamos continuar a análise de na-
notubos sem defeito. Para discutirmos algumas propriedades, escolhemos os nanotubos zigzag
(10,0) e armchair (6,6) que possuem diâmetros de 10,4 Å e 11,2 Å, respectivamente, que es-
tão apresentados na figura 4.5. Estes nanotubos foram escolhidos por possuírem dimensões
que permitem que cálculos computacionais possam ser realizados e efeitos do tipo curvatura e
quiralidade possam ser identificados.
Para estudarmos as propriedades destes nanotubos usamos condições de contorno pe-
riódicas e supercélulas. Como em nossos cálculos não pretendemos analizar a interação entre
os nanotubos usamos uma supercélula com 20 Å nas direções perpendiculares ao eixo do na-
notubo (direção z) fazendo com que as paredes de diferentes nanotubos tenham uma separação
de aproximadamente 9,5 Å. Na direção do eixo do nanotubo usamos simetria translacional e o
comprimento da célula foi de 16,62 Å para o nanotubo (10,0) e 15,9 Å para o nanotubo (6,6).
CAPÍTULO 4: Resultados 57
Figura 4.5: Geometria dos nanotubos de GaN (a) zigzag (10,0) e (b) armchair (6,6). As esferas amarelas
representam os átomos de gálio e as azuis os átomos de nitrogênio.
Convém salientar que a unidade basica convencional do nanotubo (10,0) contém 40 áto-
mos e a do nanotubo (6,6) 24 átomos. As supercélulas usadas possuem 3 unidades básicas de
GaN para o nanotubo zigzag e 5 para o nanotubo armchair, o que faz com que cada uma
das supercélulas contenha 120 átomos. Para realizar os cálculos poderíamos ter usado a célula
unitária fundamental, no entanto, construímos estas células maiores, pois como veremos poste-
riormente, esta construção fará com que as interações entre os defeitos possam ser desprezadas.
No processo de autoconsistência devemos calcular as médias de funções periódicas den-
tro da zona de Brillouin, no nosso caso o valor da densidade de carga. Para isso utilizamos o
método dos pontos especiais, que permite o cálculo da densidade para apenas alguns pontos
(pontos especiais) que são representativos da inteira zona de Brillouin. Para obter estes pontos
especiais utilizamos o procedimento de Monkhorst-Pack [40]. Usamos uma malha descrita por
uma matriz
1 0 0
0 1 0
0 0 3
com um ponto de partida, k
inicial
= 0,5; 0,5; 0,5 em unidades de π/a. Neste caso obtivemos para
CAPÍTULO 4: Resultados 58
o (10,0) e o (6,6) dois pontos especiais; que para o (10,0) são
k
1
= 0, 083123
π
a
i 0, 083123
π
a
j 0, 033335
π
a
k com peso de 2/3;
k
2
= 0, 083123
π
a
i 0, 083123
π
a
j 0, 100004
π
a
k com peso de 1/3;
e para o (6,6)
k
1
= 0, 083123
π
a
i 0, 083123
π
a
j 0, 03484
π
a
k com peso de 2/3;
k
2
= 0, 083123
π
a
i 0, 083123
π
a
j 0, 104551
π
a
k com peso de 1/3.
Como teste usamos mais pontos
k (3 pontos) porém o resultado permanece praticamente
inalterado. O resultado para a energia de coesão por unidade de GaN destes nanotubos foi de
-9,83 eV para o zigzag e -9,84 eV para o armchair. Esta energia de coesão é cerca de 87%
em relação a fase mais estável do GaN que é o cristal na fase wurtzita, isto mostra que, os
nanotubos são estruturas metaestáveis em comparação com a formação da wurtzita, porém
possuem energia de coesão muito próxima ao plano de GaN. A distância de ligação Ga − N
nos nanotubos é de 1,85 Å e para o plano é 1,84 Å, este estiramento das distâncias de ligação
é a devido ao strain existente. A distâncias Ga − N para os nanotubos e plano são similares,
porém são bem menores que as da wurtzita cujo valor obtido foi de 1,95 Å, isto mostra que as
estruturas de nanotubo e plano são bem diferentes das estruturas do cristal.
Uma vez estudado a estabilidade dos nanotubos, passaremos para as propriedades ele-
trônicas. Na figura 4.6 apresentamos as estruturas de bandas dos nanotubos, na parte (a) para o
nanotubo zigzag (10,0) e na parte (b) para o nanotubo armchair (6,6).
Como podemos notar na figura 4.6, diferentemente dos nanotubos de carbono e similar
aos de BN, SiC e BC
2
N, estes serão sempre semicondutores. O nanotubo zigzag (10,0) tem
um gap direto de 2,5 eV no ponto Γ, enquanto que o nanotubo armchair (6,6) tem um gap
indireto de 2,6 eV cujo topo da banda de valência esta, em aproximadamente 0,8 ao longo da
direção ΓX e o fundo da banda de condução no ponto Γ. Estes resultados estão em acordo com
os resultados de Lee e colaboradores, que obtiveram um gap direto de 2,16 eV para o nanotubo
zigzag (9,0) com diâmetro de 8,81 Å e um gap indireto de 2,15 eV para o nanotubo armchair
(5,5) com diâmetro de 8.47 Å, com o topo da banda de valência aproximadamente na metade
da zona de Brillouin. Observaram também que o gap dos nanotubos zigzag decresce com o
decréscimo do diâmetro, enquanto que para os nanotubos armchair permanece praticamente
CAPÍTULO 4: Resultados 59
0
-2
-1
0
1
2
0
-2
-1
0
1
2
X
Γ
E - E
(eV)
F
X
Γ
E - E
(eV)
F
(a) (b)
Figura 4.6: Estrutura de bandas dos Nanotubos de GaN. (a) Nanotubo zigzag (10,0) e (b) nanotubo armchair
(6,6). A linha tracejada em vermelho indica a energia de Fermi.
constante. Este resultado também é observadono nosso trabalho, onde obtemos para o nanotubo
(10,0) com diâmetro de 10.4 Å um gap de 2,7 eV e para o nanotubo (30,0) com diâmetro de
30,6 Å um gap de 2,55 eV.
Estes resultados obtidos para os nanotubos de GaN (sem defeitos) estão em boa con-
cordância com os cálculos existentes na literatura e citados ao longo deste Capítulo. O que
mostra que o nosso método de cálculo pode ser aplicado para nanotubos de GaN. Uma vez
estudado os nanotubos sem defeito, utilizamos esta metodologia para o estudo da estabilidade e
propriedades eletrônicas de defeitos, como antisítios, vacância e impurezas substitucionais, que
serão descrito no próximo Capítulo.
CAPÍTULO 5
RESULTADOS - DEFEITOS
Como foi descrito no Cápitulo 1, onde apresentamos o processo de crescimento dos
nanotubos de GaN, estes nanotubos são crescidos longe do equilíbrio termodinâmico. Isto
provavelmente induz a presença de defeitos nestes nanotubos.
Os defeitos mais prováveis de ocorrerem são os antisítios, vacâncias e impurezas substi-
tucionais. Neste trabalho estamos considerando um único defeito por supercélula o que significa
que estamos analizando um nanotubo infinito com densidade de defeitos constante. A densi-
dade de defeitos tanto para o nanotubo (6,6) como para o nanotubo (10,0) é aproximadamente
de 0,06 defeitos/Å. Como veremos para a supercelula utilizada, os defeitos “podem” ser con-
siderados como isolados. A seguir apresentamos os resultados obtidos para os dois nanotubos
escolhidos, o zigzag (10,0) e o armchair (6,6).
5.1 Antisítios
Propriedades estruturais e eletrônicas de defeitos do tipo antisítios já foram investiga-
das em nanotubos compostos por outros elementos utilizando cálculos de primeiros princípios,
como exemplo, podemos citar os trabalhos em nanotubos de BN, SiC e BC
2
N [58–60].
Os antisítios são provavelmente os defeitos mais comuns em nanotubos de GaN, pois
durante o processo de crescimento um átomo de Ga pode ocupar um sítio de um átomo de N ou
vice-versa. Estudamos a estabilidade e as propriedades eletrônicas dos dois possíveis antisítios
em nanotubos de GaN:
(I) Ga no sítio do N (Ga
N
). Quando o átomo de Ga ocupa o sítio do átomo de N, temos
CAPÍTULO 5: Resultados 61
a formação de três ligações Ga −Ga, sendo que inicialmente o átomo de N que foi substituído
pelo átomo de Ga, fazia três ligações Ga −N com seus primeiros vizinhos.
(II) N no sítio do Ga (N
Ga
). Neste caso, um átomo de N ocupa o sítio de um átomo de
Ga, formando três ligações N − N com seus primeiros vizinhos.
Na figura 5.1 estão representados estes antisítios. Na parte (a) e (c) apresentamos o
antisítio Ga
N
e nas partes (b) e (d) o antisítio N
Ga
para os nanotubos (10,0) e (6,6), respectiva-
mente. Nestas figuras estão apresentadas as distâncias de ligação Ga − Ga, N − N do átomo
no antisítio com seus vizinhos e as distâncias de ligação entre vizinhos próximos ao antisítio,
onde os valores estão em Å.
Figura 5.1: Ilustração dos nanotubos de GaN quando antisítios estão presentes. Na parte (a) antisítio Ga
N
,
na parte (b) antisítio N
G
a para o nanotubo (10,0), na parte (c) antisítio Ga
N
e na parte (d) antisítio N
G
a para o
nanotubo (6,6). As esferas amarelas representam os átomos de Ga e as azuis os de N .
No caso do antisítio Ga
N
, após otimizar a geometria, o átomo de gálio (defeito), se
CAPÍTULO 5: Resultados 62
desloca da parede do nanotubo para fora de 1,27 Å no nanotubo (10,0) e 1,34 Å no nanotubo
(6,6). Este deslocamento ocorre porque o raio covalente do gálio (1,26 Å) é maior do que o do
nitrogênio (0,75 Å). As ligações do gálio com os primeiros vizinhos (átomos de gálio) são em
média de 2,38 Å, e as distâncias entre os átomos próximos ao defeito foram apenas ligeiramente
modificadas, como ilustra a figura 5.1 (a) e (c).
Para os antisítios N
Ga
o átomo de nitrogênio desloca da parede do nanotubo para fora
de 0,13 Å no nanotubo (10,0) e 0,11 Å no nanotubo (6,6). As ligações formadas com seus
primeiros vizinhos são, em média, de 1,46 Å para ambos as nanotubos. Como a ligação Ga−N
é em média 1,85 Å, para o caso sem defeito, isto fez com que houvesse um deslocamento dos
primeiros vizinhos na direção do defeito. As variações das posições dos átomos até segundos
vizinhos, podem ser observadas na figura 5.1 (b) e (d).
Como podemos observar a presença dos antisítios produziu uma grande relaxação estru-
tural. Isto muito provavelmente fará com que a energia de formação desdes defeitos seja alta.
Para calcularmos a energia de formação para os antisítios X
y
(átomo X no sítio do átomo y) foi
utilizada a seguinte expressão:
E
form
[X
y
] = E
t
[NT + X
y
] − E
t
[NT ] − µ
x
+ µ
y
, (5.1)
onde E
form
é a energia de formação, E
t
[NT + X
y
] e E
t
[NT ] são as energias totais do sistema
com e sem defeito. Temos que µ é o potencial químico dos átomos envolvidos no defeito. Em
nosso trabalho, os potencias químicos (µ
Ga
e µ
N
) são calculados como a energia total por átomo
da fase cristalina do gálio e da molécula de N
2
.
Entretanto, os processos de crescimento dos nanotubos de GaN podem ocorrer em con-
dições onde o sistema é rico em gálio, ou seja, tem mais gálio no sistema que nitrogênio ou
rico em nitrogênio, neste caso mais nitrogênio que gálio, contudo, a condição de equilíbrio
termodinâmico
µ
Ga
+ µ
N
= µ
GaN
, (5.2)
onde µ
GaN
é o potencial químico para o par GaN do nanotubo (sem defeito) deve ser respei-
tado. Desta forma, tem-se dois processo limites para o crescimento de nanotubos de GaN: (1)
sob condições de crescimento rico em gálio, onde o potencial químico do gálio é o potencial
químico do gálio cristalino, ou seja, µ
Ga
= µ
cristal
Ga
e o potencial químico do nitrogênio é obtido
por:
µ
N
= µ
GaN
− µ
cristal
Ga
; (5.3)
CAPÍTULO 5: Resultados 63
(2) sob condições de crescimento rico em nitrogênio, nesta condição o potencial químico do
nitrogênio é o potencial químico da molécula N
2
, ou seja, µ
N
= µ
N
2
N
e o potencial químico do
gálio é obtido por:
µ
Ga
= µ
GaN
− µ
N
2
N
. (5.4)
Considerando as condições de crescimento rico em Ga ou rico em N, podemos simular
os ambientes mais favoráveis onde os antisítios poderão ser formados. Os resultados para as
energias de formação dos antisítios sob condições de crescimento rico em Ga ou rico em N
estão na tabela 5.1
Tabela 5.1: Energia de formação (eV) para os antisítios nos nanotubos de GaN zigzag (10,0) e armchair (6,6)
sob condições de crescimento rico em Ga ou rico em N.
Energia de Formação (eV)
zigzag (10,0) armchair (6,6)
Antisítio Rico em Ga Rico em N Rico em Ga Rico em N
Ga
N
2,92 4,16 3,17 4,42
N
Ga
5,20 3,97 4,96 3,71
Analisando a energia de formação para os antisítios nos nanotubos de GaN podemos
perceber que, Ga
N
apresenta energia de formação mais baixa, quando o sistema é crescido
em condições ricas em Ga, enquanto que N
Ga
apresenta energia de formação baixa quando o
sistema é crescido em condições ricas em N. Como era de se esperar, pois quando o nanotubo
é crescido sob condições rico em Ga tem mais átomos de Ga que N no sistema, desta forma, o
sistema gasta menos energia para ser formado se um átomo de Ga ocupar o sítio de um átomo
de N ao invés do N ocupar um sítio de Ga. Para o caso de cresimento sob condições rico em
N, o sistema gasta menos energia para ser formado se um átomo de N ocupar o sítio de um
átomo de Ga.
Para efeitos de comparação calculamos as energias de formação destes defeitos no GaN
cristalino utilizando uma célula unitária de 72 átomos. Nosso resultados, juntamente com outros
resultados teóricos, que utilizam metodologia similar [61,62] estão apresentados na tabela 5.2.
CAPÍTULO 5: Resultados 64
Tabela 5.2: Energia de formação em eV para os antisítios em GaN cristalino utilizando a metodologia apre-
sentada neste trabalho e valores teóricos existentes na literatura obtidos com métodos de cálculo semelhante. Os
valores apresentados nas ref. [61,62] foram por nós extraídos de gráficos, portanto uma pequena imprecisão pode
estar contido da ordem de centésimos de eV.
Energia de Formação (eV)
neste trabalho ref. [61,62]
Antisítio Rico em Ga Rico em N Rico em Ga Rico em N
Ga
N
6,21 10,15 8,10
60
11,0
61
N
Ga
9,10 5,36 7,85
60
5,70
61
Fazendo uma comparação entre a energia de formação dos antisítios nos nanotubos de
GaN e a energia de formação dos antisítios no GaN cristalino, obtemos como resultado, que
a energia de formação dos antisítios nos nanotubos é em média cerca da metade da energia de
formação destes defeitos em GaN cristalino. Desta forma, do ponto de vista energético para o
GaN, é mais vantajoso formar antisítios em nanotubos que em cristal. Este resultado já era es-
perado, pois para os nanotubos temos apenas uma camada de átomos (parede), acima e abaixo
desta não tem outras camadas, assim tem mais espaço livre no nanotubo que no cristal para
a relaxação dos átomos, o que faz com que a energia de formação seja menor. O fato destes
defeitos serem detectados experimentalmente no cristal de GaN e apresentarem energia de for-
mação mais baixa em nanotubos que no cristal, sugere que estes defeitos, muito provavelmente,
estarão presentes em nanotubos de GaN.
Uma vez obtido a estabilidade, passaremos a estudar as propriedades eletrônicas dos
nanotubos de GaN quando antisítios estão presentes. Na figura 5.2 estão representadas as
estruturas de bandas para os antisítios nos nanotubos de GaN, onde podemos observar que os
antisítios Ga
N
e N
Ga
, tanto para o nanotubo (10,0) como para o (6,6), dão origem a níveis de
defeito profundos no gap.
Para o antisítio Ga
N
(fig. 5.2 (a) e (b)) dois níveis de defeitos estão localizados na
metade inferior do gap (mais próximo do topo da banda de valência do que o fundo da banda de
condução), que estão destacados com os símbolos v
1
, v
2
e o terceiro nível (vazio) e representado
por c
1
encontra-se no meio do gap: os níveis ocupados estão localizados, aproximadamente, a
0,3 eV acima do topo da banda de valência para o nanotubo (10,0), para o (6,6) um nível está
localizado, aproximadamente, a 0,1 eV e o outro a 0,6 eV acima do topo da banda de valência
e o nível vazio localizado, aproximadamente, a 1,5 eV acima do topo da banda de valência para
CAPÍTULO 5: Resultados 65
ambos os nanotubos. No caso do nanotubo (10,0) os dois níveis de energia que estão ocupados,
estão separados um do outro de 0,1 eV, já para o nanotubo (6,6) essa separação é de 0,5 eV.
0
-2
-1
0
1
2
0
-2
-1
0
1
2
0
-3
-2
-1
0
1
0
-3
-2
-1
0
1
(10,0)
(6,6)
(a)
(b)
(c)
(d)
E - E
( eV)
F
X
Γ
E - E
(eV)
F
X
Γ
Γ
Γ
X
X
c
v
v
c
v
v
1
2
1
1
1
2
Figura 5.2: Estrutura de bandas, na parte (a) para o antisítio Ga
N
no nanotubo (10,0) e na parte (b) para o
nanotubo (6,6), na parte (c) para o antisítio N
Ga
no nanotubo (10,0) e na parte (d) para o nanotubo (6,6). A linha
tracejada em vermelho representa a energia de Fermi.
Para o antisítio N
Ga
(fig. 5.2 (c) e (d)) existe um único nível de defeito que está ocupado
e localizado na metade superior do gap (mais próximo do fundo da banda de condução do que
o topo da banda de valência) distando aproximadamente 1,5 eV do topo da banda de valência,
tanto para o nanotubo (10,0) como para o nanotubo (6,6). A dispersão destes níveis ao longo da
CAPÍTULO 5: Resultados 66
direção ΓX é praticamente nula, indicando estados de defeito altamente localizados.
Podemos observar que estes antisítios não mudam o caráter semicondutor dos nanotu-
bos, pois o nível de Fermi não cruza estes níveis. Também podemos observar que para estes
defeitos não existe uma separação de spin, o que era de esperar, pois nestes defeitos não tem
elétron desemparelhado no sistema, tem dois elétrons a mais no caso do antisítio N
Ga
e dois a
menos no antisítio Ga
N
. Estes resultados são similares ao resultados encontrados para nanotu-
bos de BN [58,59] que igualmente ao GaN é um nanotubo constituído por elementos III e V
da tabela periódica.
O diagrama da densidade de estado projetada (PDOS) para os nanotubos de GaN mostra
que o máximo da banda de valência provém dos orbitais 2p dos átomos de N localizados longe
do defeito, enquanto que o mínimo da banda de condução é governado pelos orbitais 4p dos
átomos de Ga localizados longe do defeito. Estes estados estão indicados na figura 5.3 pela
região sombreada.
-2 0 2 4 -4 -2 0 2
PDOS (un. arb.)
N, 2p
Ga, 4p
Ga
Ga
N
N, 2p
Ga, 4p
N
Ga
N
Energia (eV)
Energia (eV)
(a)
(b)
Figura 5.3: Densidade de estados projetada (PDOS) para o antisítio Ga
N
na parte (a) e para o antisítio N
Ga
na
parte (b) para o nanotubo (10,0). A linha pontilhada representa a energia de Fermi.
A figura 5.3 (a) apresenta a localização dos estados eletrônicos para o orbital 4p do
átomo de Ga no antisítio Ga
N
(linha sólida) e o 4p de um átomo de Ga primeiro vizinho
(linha pontilhada) ao defeito Ga
N
nos nanotubos de GaN (10,0). Podemos ver que os estados
eletrônicos indicados por c
1
, v
1
e v
2
na figura 5.2 (a) estão localizados no orbital 4p do átomo do
antisítio Ga
N
com uma pequena contribuição eletrônica dos átomos de Ga primeiros vizinhos.
Além disso, podemos notar que os átomos de Ga primeiros vizinho dão origem a um estado
vazio e ressonante com a banda de condução. Uma análise similar (fig. 5.3 (b)) mostra que o
nível de energia (representado na figura 5.2 (c)) provém principamente do orbital 2p do antisítio
CAPÍTULO 5: Resultados 67
N
Ga
e dos orbitais 2p dos átomos de N primeiros vizinhos ao N
Ga
. Para o nanotubo (6,6) os
resultados não são apresentados nesta dissertação por serem análogo ao (10,0).
A observação que os níveis de defeito são localizados está de acordo com a observação
que os níveis de defeito quase não apresentam dispersão para a estrutura de bandas.
Na próxima seção apresentaremos os nossos resultados para outro tipo de defeito que são
as vacâncias, sendo que para nanotubos de carbono e nanotubos de nitreto de boro [58,59,63,64]
, este defeito já foi estudado e como característica apresentam forte influência nas propriedades
eletrônicas destes nanotubos.
5.2 Vacâncias
Vacâncias em nanotubos são outros defeitos que podem ser formados durante o processo
de síntese ou podem ser artificialmente induzidos por irradiação. Quando vacâncias são indu-
zidas em nanotubos, defeitos complexos do tipo Wigner [65] podem ser criados, estes defeitos
ocorre quando um átomo do defeito se desloca para fora da parade do nanotubo e se liga a um
átomo do nanotubo vizinho, sendo muito importante em feixes de nanotubos, por aumentarem
a interação entre eles. Recentemente, propriedades estruturais e eletrônicas de vacâncias em
nanotubos de C, BN, SiC e BC
2
N foram investigadas por cálculos ab initio [58–60,63,64].
Os resultados mostram que as propriedades dos nanotubos são modificadas na presença de va-
câncias, como, por exemplo, a possibilidade do surgimento de polarização de spin para o nível
de defeito.
Quando um átomo é removido da estrutura do nanotubo, três átomos ficam com uma
ligação pendente, levando o sistema a conter três ligações pendentes (dangling bonds- DB) em
torno da vacância não otimizada. No caso dos nanotubos de C, BN e SiC, estudos teóricos
mostram que após otimizar a estrutura, a nova estrutura formada é do tipo 5-1DB [66–68].
Na estrutura do tipo 5-1DB, quando o sistema é totalmente otimizado as estruturas locais
reconstroem-se de tal maneira que duas das três ligações pendentes recombinam-se formando
um pentágono e restando um átomo com uma ligação pendente.
Estudamos as duas possibilidades de vacâncias em nanotubos de GaN: vacância de
gálio (V
Ga
) e a vacância de nitrogênio (V
N
). As vacâncias de nitrogênio nos nanotubos de GaN
(10,0) e (6,6) estão apresentadas na figura 5.4 (b) para o (10,0) e (d) para o (6,6). Quando o
átomo de N é removido da estrutura, tanto no nanotubo (10,0) como no nanotubo (6,6), os
CAPÍTULO 5: Resultados 68
átomos que estão com ligações pendentes são os três átomos de Ga que estavam ligados ao
átomo removido. Após otimizar a estrutura, um átomo de Ga permanece com uma ligação
pendente e os outros dois átomos de Ga fazem uma ligação entre si formando um pentágono,
resultando na estrutura do tipo 5-1DB.
Figura 5.4: Vacância de Ga na parte (a) para o nanotubo (10,0) e na parte (c) para o nanotubo (6,6); vacância de
N na parte (b) para o nanotubo (10,0) e na parte (d) para o nanotubo (6,6). Nestas figuras as distâncias entre os
átomos nas proximidade do defeito são apresentada. As esferas amarelas representam os átomos de Ga e as azuis
as de N.
As vacâncias de Ga nos nanotubos de GaN (10,0) e (6,6) estão representadas na figura
5.4 (a) e (c). Quando um átomo de Ga é removido da estrutura, tanto no nanotubo (10,0) como
no nanotubo (6,6), os átomos que ficam com uma ligação pendente são três átomos de N que
estavam ligados a este átomo removido. Inicialmente esperava-se que após otimizar a estrutura,
CAPÍTULO 5: Resultados 69
a nova estrutura formada seria similar a 5-1DB. Entretanto, neste caso, a nova estrutura formada
é uma estrutura mais complexa.
Como podemos observar na figura 5.4 (a) e (c) dois átomos de N recombinam as suas
ligações pendentes formando um pentágono, onde uma ligação N − N esta presente, porém o
outro átomo de N têm a sua ligação pendente recontruída, fazendo uma terceira ligação Ga−N
com outro átomo de Ga segundo vizinho ao sítio vazio (vacância), que fica tetracoordenado.
Como resultado final teremos formado um tetrágono e um heptágno. As distâncias de ligação
entre os átomos ao redor do defeito estão representadas na figura 5.4 (a) e (c) em Å.
Podemos perceber que as distâncias de ligação Ga − N entre o átomo de Ga tetracoor-
denado e os N são aproximadamente 2,0 Å e são superiores àquelas do nanotubo sem defeito
(1,85 Å), o que significa uma ligação Ga −N mais fraca na presença de V
Ga
, que muito prova-
velmente irá ter consequências na estrutura eletrônica dos nanotubos.
Para analizarmos se o processo de reconstrução obtido não estava ligado a um problema
de otimização utilizando o método de CG, tentamos forçar uma reconstrução do tipo 5-1DB,
inicialmente fixando a posição dos átomos para a configuração 5-1DB e otimizando os demais
átomos e ao final relaxando todo o sistema. Entretanto, esta reconstrução é menos provável
de ser obtida, pois apresenta uma energia de formação em torno de 1 eV mais alta do que a
estrutura apresentada na figura 5.4 (a) para o (10,0) e (c) para o (6,6).
Para nanotubos de carbono e nanotubos de BN a recontrução ao redor da vacância
depende da quiralidade, no caso dos nanotubos zigzag, a nova ligação formando o pentágono
é preferencialmente perpendicular ao eixo do tubo enquanto que para o caso dos nanotubos
armchair a nova ligação que forma o pentágono faz um certo ângulo com o eixo do tubo [69].
Como podemos ver na figura 5.4 (b) e (d), este resultado se estende também para a V
N
nos
nanotubos de GaN.
Calculamos a energia de formação das vacâncias V
x
(ausência do átomo x) utilizando a
seguinte expressão:
E
form
[V
x
] = E
t
[Nt + V
x
] − E
t
[NT ] + µ
x
(5.5)
Como nos antisítios, consideramos as condições de crescimento rico em Ga ou rico em N, desta
forma podemos simular os ambientes mais favoráveis onde as vacâncias poderão ser formadas.
Os resultados para as energias de formação das vacâncias sob condições de crescimento rico
em Ga ou rico em N estão na tabela 5.3.
CAPÍTULO 5: Resultados 70
Tabela 5.3: Energia de formação em eV para vacâncias nos nanotubos de GaN zigzag (10,0) e armchair (6,6)
sob condições de crescimento rico em Ga ou rico em N.
Energia de Formação (eV)
zigzag (10,0) armchair (6,6)
Vacância Rico em Ga Rico em N Rico em Ga Rico em N
V
Ga
5,17 4,56 4,99 4,36
V
N
2,37 2,99 2,53 3,16
Como podemos observar na tabela 5.3 a vacância de nitrogênio apresenta menor energia
de formação com relação a vacância de gálio para ambos os tubos, mesmo em condições rico
em N.
Para fins de comparação calculamos a energia de formação para vacâncias em GaN
cristalino, os valores obtidos em nossos cálculos juntamente com outros valores encontrados na
literatura que utilizam métodos de cálculo similares, estão na tabela 5.4
Tabela 5.4: Energia de formação para as vacâncias em GaN cristalino e valores teóricos existentes na literatura
obtidos com métodos de cálculos semelhantes.
Energia de Formação (eV)
neste trabalho ref. [61,62]
Vacância Rico em Ga Rico em N Rico em Ga Rico em N
V
G
a 9,09 7,22 9,06
60
7,0
61
V
N
3,26 5,13 – –
Com os resultados apresentados na tabela 5.3 e na tabela 5.4 podemos observar que a
energia de formação destes defeitos em nanotubos é, em média, 40% mais baixa do que no GaN
cristalino, isto se deve a possibilidade de termos uma maior relaxação das estruturas tubulares
em comparação com a cristalina.
A relaxação obtida deveria influenciar as propriedades eletrônicas do sistema. A figura
5.5 mostra as estruturas de bandas para as vacâncias no nanotubo (10,0) e (6,6). Observamos
que níveis de defeitos estão presentes no gap.
Para ambas as vacâncias são observados níveis de defeitos profundos no gap, e nano-
tubos com diferentes quiralidades apresentam características eletrônicas similares. Entretanto,
para as vacâncias de gálio é possível observar quatro níveis de energia, representados na figura
CAPÍTULO 5: Resultados 71
5.5 (a) para o (10,0) e (c) para o (6,6) por v
1
, v
2
, v
3
e c
1
: três níveis estão ocupados e um está
vazio, enquanto que, para vacâncias de nitrogênio observa-se apenas dois níveis de energia, re-
presentados na figura 5.5 (b) para o (10,0) e (d) para o (6,6) por v
1
e c
1
: um ocupado e o outro
vazio. Como as vacâncias de nitrogênio apresentam um elétron desemparelhado ocupando a
ligação pendente, o estado de energia mais alto ocupado (spin up) e o mais baixo vazio (spin
down) correspondem ao nível de defeito e observa-se uma separação destes estados devido a
interação de troca (exchange) entre os estados de diferente spin em torno de 0,4 eV.
0
-2
-1
0
1
2
0
-2
-1
0
1
2
0
-2
-1
0
1
2
0
-2
-1
0
1
2
(a)
(b)
(c)
(d)
E - E
( eV)
F
X
Γ
E - E
(eV)
F
X
Γ
Γ
Γ
X
X
c
v
v
v
1
1
2
3
c
v
1
1
c
v
v
v
1
1
2
3
c
v
1
1
Figura 5.5: Estrutura de bandas para as vacâncias. Parte (a) e (c) corresponde a V
Ga
enquanto que (b) e (d)
corresponde a V
N
, nos nanotubos (10,0) (a e b) e (6,6) (c e d), respectivamente. As linhas continuas representam
as subbandas de spin up e as linhas pontilhadas para spin down.
CAPÍTULO 5: Resultados 72
Para a vacância de gálio o resultado é diferente. Analisando a geometria de equilíbrio ao
redor do defeito, observamos que temos um Ga tetracoordenado, como sabemos o Ga possui
três elétrons na camada de valência. Isto indica que uma carga eletrônica deve estar migrando
para esta região. A nossa análise (população de Mulliken) mostra que na região próxima ao
dímero N − N existe uma carência de carga e isto está em acordo com o fato que os níveis de
spin desemparelhados (v
1
e c
1
) estajam localizados principalmente nesta região.
A figura 5.6 representa a PDOS das vacâncias no nanotubo (10,0), na parte (a) temos a
PDOS para a V
N
e na parte (b) para a V
Ga
. Para o nanotubo (6,6) a PDOS não é apresentada
nesta dissertação pois o resultado é similar ao do nanotubo (10,0). O diagrama da parte (a)
mostra que a principal contribuição para o momento magnético provém do orbital 4p do átomo
de Ga com coordenação dois (linha sólida), com uma pequena contribuição eletrônica do átomo
de N primeiro vizinho (linha ponto-tracejada) e do dímero Ga − Ga (linha tracejada). O dia-
grama da parte (b) mostra que a principal contribuição para o momento magnético provém dos
orbitais 2p dos átomos de N do dímero (linha sólida) e os dois níveis de energia que surgem
logo acima do topo da banda de valência, provém dos orbitais dos átomos de N ligados as Ga
tetracoordenado (linha pontilhada).
-4 -2 0 2 4 -4 -2 0 2 4
(a)
(b)
PDOS (un. arb.)
Energia (eV)
Energia (eV)
Ga-2
N
Ga
N, 2p
Ga, 4p
Ga-4
N
N
N, 2p
Ga, 4p
dimero
vizinho Ga-4
Figura 5.6: PDOS para V
N
na parte (a) e para V
Ga
na parte (b) no nanotubo (10,0). A linha pontilhada representa
a energia de Fermi.
Calculamos o momento magnético de spin para os nanotubos com defeitos (vacâncias),
definido como m
s
= 2Sµ
B
, onde S é o spin total do sistema e µ
B
é o magneton de Bohr. Para
a vacância de gálio e de nitrogênio, em ambos os tubos, o momento magnético encontrado foi
CAPÍTULO 5: Resultados 73
Figura 5.7: Representação da densidade de carga ρ
↑
−ρ
↓
em verde. Na parte (a) para a V
N
e na parte (b) para a
V
Ga
.
de 1 µ
B
, indicando a presença de elétrons desemparelhados em ambas as vacâncias. Entratanto
como podemos observar na figura 5.2, que representa a densidade carga ρ
↑
menos a densidade
de carga ρ
↓
, o momento magnético na V
N
provém dos elétrons do átomo de Ga que apresenta
coordenação dois, já para a V
Ga
provém dos elétrons dos átomos de N do dímero.
Concluido a apresentação dos resultados para as vacâncias, passaremos agora ao estudo
de impurezas substitucionais de carbono e silício em nanotubos de GaN.
5.3 Impurezas substitucionais
Muitas propriedades dos dispositivos semicondutores são devido a presença de impu-
rezas substitucionais. Por isso, a possibilidade de implementação de dispositivos baseados em
nanotubos requer um estudo apropriado de impurezas que podem agir como doador e/ou acei-
tador.
As impurezas do grupo IV podem atuar como aceitador ou doador em semicondutores
do grupo III-V, dependendo se a impureza ocupar o sítio de um cátion ou de um ânion. Para
impurezas de Si e C em GaN cristalino, observa-se que o Si ocupa preferencialmente os sítios
de Ga enquanto que o C os sítios de N. A explicação para isto é devido ao fato que o Si têm
um raio covalente mais próximo ao Ga enquanto que o raio de covalência do C é mais próximo
ao do N, como resultado temos que o Si introduz níveis doadores e C níveis aceitadores em
CAPÍTULO 5: Resultados 74
GaN.
Agora para nanotubos os resultados de antisítios apresentam a possibilidade de haver
uma relaxação considerável da estrutura do material, com isso nesta seção apresentaremos os
resultados do estudos da estabilidade e propriedades eletrônicas em nanotubos de GaN quando
impurezas substitucionais de Si e C estão presentes tanto no sítio de Ga como de N. Na figura
5.7 na parte (a) está representada a geometria de equilíbrio quando um átomo de C está no sítio
de um átomo de Ga (C
Ga
), na parte (b) quando um átomo de C está no sítio de um N (C
N
),
na parte (c) quando um átomo Si está no sítio de um Ga (Si
Ga
) e na parte (d) quando o Si
está no sítio de N (Si
N
) para o nanotubo de GaN (10,0). Para o nanotubo armchair (6,6)
as geometrias de equilíbio obtidas são analogas as do nanotubo (10,0), por esse motivo não as
apresentamos nesta dissertação.
Para o caso do carbono substitucional ao nitrogênio (C
N
) (veja figura 5.7 (a)), em ambos
os tubos não ocorre uma grande relaxação da estrutura, isto esta de acordo com a similaridade
dos raios de covalência entre a impureza e o átomo substituído. Temos que o raio covalente
do C (0,77 Å) é próximo ao valor do raio covalente do N (0,85 Å). A distância de ligação
C − Ga é em torno de 1,91 Å e seus primeiros vizinhos ficam praticamente nas posições que
ocupavam no nanotubo puro. No entanto, no caso do carbono substitucional a um gálio (C
Ga
)
(veja figura 5.7 (b)), ocorre uma relaxação considerável da estrutura devido a diferença entre o
raio de covalência do C e do Ga (1,26 Å). A distância de ligação entre C − N é em torno de
1,39 Å, esta diferença entre a ligação C −N e a ligação Ga−N que havia antes da substituição,
faz com que os vizinhos (primeiros e segundos) do C se desloquem em direção a este átomo.
Para o nanotubo (10,0) o deslocamento foi de 0,57 Å para os primeiros vizinhos e 0,18 Å para
os segundos vizinhos, enquanto que para o (6,6) foi de 0,6 Å e 0,22 Å.
Para o silício substitucional ao gálio (Si
Ga
) (veja figura 5.7 (c)), não ocorre uma grande
relaxação da estrutura. Novamente isto pode ser explicado analisando os raios de covalência.
Temos que o raio de covalência do Si (1,11 Å) é próximo ao do Ga. A distância Si − N é,
em média, 1,69 Å para ambos os nanotubos. No caso do silício substitucional ao nitrogênio
(Si
N
) (veja figura 5.7 (d)) devido a diferença entre o raio de covalência ocorre uma relaxação
considerável na estrutura. Para o nanotubo (10,0) a distância de ligação Si −Ga é em média de
2,34 Å e o átomo de Si relaxa 1,26 Å da parede do nanotubo para fora. No caso do nanotubo
(6,6) a distância de ligação é em média 2,35 Å e o átomo relaxa 1,22 Å para fora da parede do
nanotubo.
CAPÍTULO 5: Resultados 75
Figura 5.8: Representacão da impureza de carbono e silício em nanotubos de GaN (10,0). Na parte (a) temos
C
Ga
, na parte (b) C
N
, na parte (c) Si
Ga
e na parte (d) Si
N
. As esferas em amarelo representam os átomos de Ga,
em azul os átomos de N, em vermelho os átomos de C e as em bordo os átomos de Si.
Para investigarmos a estabilidade das impurezas substitucionais, calculamos a energia
de formação utilizando a mesma expressão utilizada para o cálculo da energia de formação dos
antisítios (expressão 5.1). Neste caso estamos considerando que o sistema está em equilíbrio
com uma fonte de Si e C (cristal). Isto faz com que o potencial químico do Si e do C sejam
fixos. No entanto, o potencial químico do Ga e do N podem variar. Com isso consideramos,
também para as impurezas substitucionais, as condições limites de crescimento: rico em Ga
ou rico em N, desta forma podemos simular os ambientes mais favoráveis onde as impurezas
substitucionais poderão ser formadas.
Os resultados para as energias de formação das impurezas substitucionais sob condições
CAPÍTULO 5: Resultados 76
de crescimento rico em Ga ou rico em N estão na tabela 5.5
Tabela 5.5: Energia de formação para impurezas substitucionais de silício e carbono em nanotubos de GaN
zigzag (10,0) e armchair (6,6) sob condições de crescimento rico em Ga ou rico em N.
Energia de Formação (eV)
zigzag (10,0) armchair (6,6)
Impureza subs. Rico em Ga Rico em N Rico em Ga Rico em N
C
Ga
2,34 1,72 2,31 1,68
C
N
3,25 3,87 3,34 3,97
Si
Ga
0,16 -0,46 0,28 -0,35
Si
N
2,61 3,23 2,79 3,42
Como podemos observar na tabela 5.5 as impurezas substitucionais de Si e de C, para
ambos os nanotubos, apresentam baixa energia de formação quando comparadas a atisítios e
vacâncias. Quando um átomo de Ga é substituído por um átomo de Si ou de C, a energia de
formação é a mais baixa de todos os defeitos estudados, chegando a apresentar valores negativos
para Si substitucional ao Ga em sistemas ricos em N. Este resultado sugere que a impureza,
tanto de Si como a de C, prefere sempre ser substitucional a um Ga do que um N. Para o Si
essa preferência deve estar associda ao raio de covalência, que no caso do Si é mais próximo
do valor do raio de covalência do Ga do que do N e quanto menor for a diferença entre o raio
de covalência do átomo substituido e o substituinte menor serão as mudanças na estrutura, ou
seja, menor energia de formação do defeito. Agora se compararmos o raio de covalência do C,
N e Ga veremos que o C possui raio de covalência mais próximo ao N que Ga e com isso esta
análise não é válida. No entanto, analisando a energia de relaxação do sistema, definida como
∆E
relax
= E
relax
− E
cong
, (5.6)
onde E
relax
é a energia do sistema na geometria de equilíbrio e E
cong
a energia obtida por
simplesmente substituir um Ga ou N por um C na geometria do nanotubo sem defeito, veremos
que ∆E
relax
= 0,15 eV para C
N
e 5 eV para C
Ga
. Com isso, concluímos que a preferência
pelo Ga está associada a maior relaxação do C
Ga
que C
N
. Isto é confirmado pela análise
da geometria, no caso do C
N
o sistema quase não relaxa. Porém no caso do C
Ga
, como já
apresentamos temos uma grande relaxação para ambos os nanotubos e no final observa-se três
ligações C − N que são quase planares.
CAPÍTULO 5: Resultados 77
Para fins de comparação calculamos a energia de formação destas impurezas no cristal
de GaN, os valores obtidos em nossos cálculos juntamente com valores teóricos existentes na
literatura obtidos com método de cálculo semelhante estão na tabela 5.6.
Tabela 5.6: Energia de formação para as impurezas em GaN critalino e valores teóricos existentes na literatura
obtidos com métodos de cálculo semelhante.
Energia de Formação (eV)
neste trabalho ref. [70,71]
Impureza sub. Rico em Ga Rico em N Rico em Ga Rico em N
C
Ga
5,81 3,94 5,7
69
4,0
70
C
N
3,07 4,94 2,62
69
4,35
70
Si
Ga
0,92 -0,94 – –
Si
N
5,03 6,9 – –
De acordo com as tabelas 5.5 e 5.6, podemos perceber que a energia de formação destes
defeitos são mais baixas em nanotubos. Observamos também que o Si deve ser encontrado
preferencialmente em um sítio de Ga como nos nanotubos, entretanto, o C no cristal será prefe-
rencialmente encontrado no sítio de Ga, conforme outros trabalhos teóricos já haviam apresen-
tados. Nossa explicação para essa preferência é fundamentada numa análise de geometria ao
redor do defeito. Num cristal temos um C tetracoordenado (quatro ligações C − N), enquanto
que num nanotubo temos o C fazendo três ligações C − N e como é observado em nanotubos
CN
x
. O fato de obtermos estabilidade para as estruturas C − N esta em acordo com o sucesso
de dopagem dos nanotubos de carbono por nitrogênio [72,73].
CAPÍTULO 5: Resultados 78
Passaremos agora para os resultados da estrutura eletrônica. A figura 5.8 mostra as
estruturas de bandas para as impurezas substitucionais de C (partes (a) e (b)) e de Si (partes (c)
e (d)) no nanotubo (10,0). Para o nanotubo armchair (6,6) o resultado obtido é similar.
-3
-2
-1
0
1
-3
-2
-1
0
1
-1
0
1
2
3
-1
0
1
2
3
(a)
(b)
(c)
(d)
E - E
( eV)
F
X
Γ
E - E
(eV)
F
X
Γ
Γ
Γ
X
X
c
1
v
1
c
v
1
1
Figura 5.9: Estrutura de bandas da impureza de C
Ga
na parte (a), C
N
na parte (b), Si
Ga
na parte (c) e Si
N
na
parte (d) para nanotubos de GaN (10,0). A linha tracejada em vermelho representa a energia de Fermi. As linhas
contínuas representam as subbandas de spin up e as linhas pontilhadas para spin down.
As impurezas substitucionais mais favoráveis energeticamente nos nanotubos (10,0) e
(6,6) são C
Ga
e Si
Ga
, os quais originam níveis de energia nas proximidades do fundo da banda
de condução sugerindo a presença de defeitos rasos com características doadoras. Por outro
lado, as impurezas substitucionais C
N
e Si
N
induzem níveis de defeito profundos no gap, sendo
CAPÍTULO 5: Resultados 79
possível observar dois níveis de energia, um ocupado (spin up) e outro vazio (spin down), para
ambas as impurezas.
A figura 5.9 representa a PDOS para a impureza de carbono (partes (a) e (c)) e silício
(partes (b) e (d)). O diagrama da PDOS para C
Ga
e Si
Ga
(fig. 5.9 (a) e (b)) indica que aqueles
estados parcialmente ocupados são composto principalmente pelo orbital 3p do átomo de Si e
2p do átomo de C. Em particular, para Si
Ga
podemos observar uma alta densidade de estados
em aproximadamente 4 eV acima do máximo da banda de valência e resonante com a banda de
condução do nanotubo que se deve aos orbitais 4p do Ga. O diagrama da PDOS apresentado na
fig. 5.9 (c) e (d) revela que os estados eletrônicos representados por c
1
e v
1
na fig. 5.8 (b) e (d)
provém do orbital 3p do Si para a inpureza Si
N
e do orbital 2p do C para impureza C
N
. Para o
nanotubo armchair (6,6) obtemos um resultado análogo.
-4 -2 0 2 -4 -2 0 2
-2 0 2 4
6
-2 0 2 4
6
Si
N
Ga
N
C
Ga
C
Ga
N
Si
Ga
N
N, 2p
Ga, 4p
(a)
PDOS (un. arb.)
N, 2p
Ga, 4p
(b)
N, 2p
Ga, 4p
(c)
N, 2p
Ga, 4p
(d)
PDOS (un. arb.)
Energia (eV)
Energia (eV)
Figura 5.10: PDOS do nanotubo (10,0) com impurezas de Si e C: (a) C
Ga
, (c) C
N
, (b) Si
Ga
e (d) Si
N
. A linha
pontilhada representa a energia de Fermi.
Estes resultados mostram que impurezas de Si e C (Si
Ga
e Si
N
) podem ser utilizados
para a produção de nanotubos de GaN com características doadoras. Porém para a obtenção
CAPÍTULO 5: Resultados 80
de nanotubos com características aceitadoras outro tipo de dopagem deve ser realizado, em
GaN cristalino é usado principalmente o Mg [74]. Contudo, defeitos envolvendo Mg não são
subtitucionais simples mas envolvem agregados de Mg e H, o que está fora do objetivo desta
dissertação.
CAPÍTULO 6
CONCLUSÃO
Neste trabalho analisamos a estabilidade e as propriedades eletrônicas de defeitos, como
antisítios vacâncias e impurezas substitucionais de carbono e de silício, em nanotubos de GaN.
Utilizamos como metodologia de cálculo a DFT, com base LCAO representada por funções
gaussianas e LDA para o termo de troca-correlação.
Escolhemos os nanotubos zigzag (10,0) com 10,4 Å de diâmetro e o armchair (6,6)
com 11,2 Å de diâmetro. Estes nanotubos de GaN apresentam energia de coesão em torno
de 87% do valor da energia de coesão do cristal de GaN na fase wurzita. Em relação as
propriedades eletrônicas, são sempre semicondutores, independente da quiralidade, o que pode
ser muito útil no desenvolvimento de dispositivos eletrônicos utilizando nanotubos de GaN, já
que nos processos de síntese atuais não é possível controlar a quiralidade de nanotubos que se
deseja crescer, ou seja, numa amostra existem nanotubos zigzag, armchair e mistos.
Com o estudo realizado podemos concluir que, antisítios em nanotubos de GaN, pos-
suem energia de formação mais baixa em nanotubos com relação ao cristal de GaN. Esta menor
energia de formação está associada a maior relaxação estrutural dos nanotubos em relação ao
cristal. Para o antisítio N
Ga
, ocorre um deslocamento dos primeios vizinhos em direção ao
defeito e para o antisítio Ga
N
o átomo se desloca da parede do nanotubo para fora, este des-
locamento ocorre devido a diferença do raio de covalência entre o N e o Ga. A energia de
formação é em torno de 50% mais baixa em relação ao cristal, sugerindo assim que estes de-
feitos provavelmente vão estar presentes em amostras de nanotubos, pois já foram observados
experimentalmente em cristal de GaN tanto na fase cúbica como hexagonal.
Com relação a parte eletrônica, observamos que na estrutura de bandas estes defeitos
CAPÍTULO 5: Conclusão 82
originam níveis profundos no gap do nanotubo, mas não mudam o caráter semicondutor.
Para estudar os defeitos do tipo vacâncias (V
Ga
e V
N
) inicialmente removemos um átomo
dos nanotubos (10,0) e (6,6). Após removermos o átomo do nanotubo, o sistema passa a conter
três ligações pendentes ao redor da vacância não relaxada. Relaxando-se o sistema para V
N
, as
estruturas locais reconstroem-se de tal forma que duas das três ligações pendentes recombinam-
se formando um pentágono e um átomo permanece com uma ligação pendente. Este defeito
é conhecido na literatura como 5-1DB. O átomo com coordenação dois apresenta um elétron
desemparelhado na ligação pendente, originando um nível profundo no gap e devido a interação
de troca exibe uma separação de spin em torno de 0,4 eV.
Para V
Ga
, relaxando-se o sistema as estruturas locais reconstroem-se de tal forma que
duas das três ligações pendentes recombinam-se formando um pentágono e o outro átomo irá
ligar-se a um átomo de Ga vizinho fazendo com que este fique tetracoordenado. Com isso, tem-
se a formação de uma estrutura mais complexa, que até o presente momento não foi observado
em vacâncias para outros nanotubos. O átomo de Ga tetracoordenado apresenta ligações com
seus primeiros vizinhos (N) com distâncias de ligação em torno de 2 Å. Isto significa que estas
ligações são mais fracas que as originais (distância de ligação de 1,84 Å), sendo as responsáveis
pelo surgimento de dois níveis de energia logo acima do topo da banda de valência. Como
sabemos o Ga possui apenas três elétrons na última camada (camada de valência) o fato de um
átomo de Ga realizar quatro ligações indica que ocorreu uma migração de carga eletrônica para
este local. A análise de cargas mostra que a região do dímero N − N foi a que cedeu carga,
causando um desemparelhamento de elétrons, o que origina um nível profundo no gap com uma
separação de spin em torno de 0,8 eV.
Para ambos os nanotubos a vacância mais estável é a V
N
e os nossos resultados mostram
que a energia de formação das vacâncias em nanotubos de GaN é em torno de 30% mais baixa
do que em cristal. Fazendo um estudo da magnetização do sistema, obtemos que V
Ga
e V
N
apresentam uma magnetização de 1µ
B
, esta magnetização ocorre devido ao desemparelhamento
de elétrons.
Estudamos também defeitos do tipo impureza substitucional, usamos como dopante C e
Si. Para o caso de um átomo de Si substitucional a um átomo de Ga, a geometria na região do
defeito nos nanotubos (10,0) e (6,6) apresenta somente uma pequena alteração. Esta alteração
é observada nas distâncias de ligação dos primeiros vizinhos ao átomo de Si, que são em torno
de 1,7 Å e as posições dos segundos vizinhos permanecem praticamente inalterada em relação
CAPÍTULO 5: Conclusão 83
as posições originais. Novamente, explicamos esta alteração nas distâncias de ligação, como
decorrente do fato que o raio covalente do Si (1,11 Å) é muito próximo ao raio covalente do Ga
(1,26 Å), não necessitando assim de uma grande relaxação da estrutura. Para o Si substitucional
a um N, como o raio covalente do Si é maior que do N (0,75 Å) ocorre uma relaxação maior
da estrutura e o átomo de Si se desloca da parede do nanotubo para fora de aproximadamente
1,2 Å, com isso, as distâncias de ligação do Si com seus primeiros vizinhos são em média 2,4
Å, os segundos vizinhos permanecem praticamente em suas posições anteriores a substituição.
Para o caso do átomo de C substitucional a um átomo de N nos nanotubos de GaN a
relaxação da estrutura é pequena, sendo possível observar apenas uma pequena modificação da
distância de ligação de primeiros vizinhos (1,9 Å). Neste caso a relaxação é pequena porque o
raio covalente do C (0,77 Å) é muito próximo ao raio covalente do N. Já para o C substitu-
cional ao Ga, devido a grande diferença entre os raios covalentes destes átomos, ocorre uma
relaxação considrável da estrutura onde os primeiros vizinhos se deslocam em média de 0,6 Å
e os segundos vizinhos de 0,2 Å a partir da posição original na rede (nanotubo) em direção ao
defeito. Isto ocorreu para ambos os nanotubos.
As energias de formações para estas impurezas substitucionais são baixa, sendo mais
estável o Si substitucional ao Ga, apresentando valores negativos sob condições de crescimento
rico em N. Esta energia de formação para os nanotubos quando comparada com os respectivos
valores para o cristal de GaN é em geral mais baixa. Observamos também que os defeitos com
maior probabilidade de ocorrerem no cristal (menor energia de formação) são também mais
prováveis em nanotubos. A única diferença observada foi que no caso do cristal, o C deve
ser encontrado preferencialmente no sítio do N, enquanto que em nanotubo sera encontrado
preferencialmente no sítio do Ga. Nossa explicação para esta preferência é fundamentada numa
análise da geometria ao redor do defeito. Num cristal teremos um C tetracoordenado (quatro
ligações C − N), enquanto que num nanotubo temos o C fazendo três ligações C − N como é
observado em nanotubos de CN
x
, sendo que esta estrutura apresenta uma grande estabilidade.
A análise da estrutura de bandas e da densidade de estados projetada mostra que para
Si e C no sítio do N temos um nível aceitador com uma separação de spin de 0,7 eV sendo
este nível principalmente localizado na impureza. Por outro lado, para Si e C no sítio de Ga
temos um nível doador com uma certa disperção, indicando que neste caso teremos a formação
de defeitos rasos e consequentemente um semicondutor do tipo n (doador).
Resumindo, nossos resultados confirmam que o strain para nanotubos de GaN é pe-
CAPÍTULO 5: Conclusão 84
queno e a grande dificuldade na produção de nanotubos de GaN vem da dificuldade de obter
estruturas planares. Agora uma vez produzidos estes nanotubos, nosso resultados mostram que
estes poderão ter grande aplicabilidade na construção de dispositivos eletrônicos de dimensões
nanométricas e defeitos influenciam as propriedades dos nanotubos.
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
[1] GEIM, A. K. e NOVOSELOV, K. S. The rise of graphene. Nature Materials v. 6, p.
183-191, 2007.
[2] IIJIMA, S. Helical microtubules of graphitic carbon, Nature, v. 354, p. 56-58, 1991.
[3] LILIENTAL-WEBER, Z.; CHEN, Y.; RUVIMOV, S. e WASHBURN, J. Formation Me-
chanism of Nanotubes in GaN. Phys. Rev. Lett. v. 79, n. 15, p. 2835-2839, 1997.
[4] GOLDBEERGER, J.; HE, R; ZHANG, Y.; LEE, S. et al. Single-crystal gallium nitride
nanotubes, Nature, v. 422, p. 599-602, 2003.
[5] Ji, L. W. et al. Growth of nanoscale InGaN self-assembled quantum dots. J. Cryst.
Growth v. 249, p. 144-148, 2003.
[6] HUNG, S. C. et al. GaN nanocolumns formed by inductively coupled plasmas etching.
Physica E v. 28, p. 115-120, 2005.
[7] JI, L. W. et al. Growth of ultra small self-assembled InGaN nanotips. J. Cryst. Growth v.
263, p. 63-67, 2004.
[8] JENG, Y. R.; TSAI, P. C. e FANG T. H. Molecular dynamics investigation of the mecha-
nical properties of gallium nitride nanotubes under tension and fatigue. Nanotechnology
v. 15, p. 1737-1744, 2004.
[9] A tese se encontra no acervo da biblioteca central da UFSM e no formato em pdf na página
www.ufsm.br/pgfisica/tesedissertacaoes/fagan.pdf.
[10] Figura retirada do site http://staff.aist.go.jp/k.harigaya/doc/nanotube/iijima1991.jpg visu-
alizada em 30 de março de 2007.
Referências Bibliográficas 86
[11] Figura retirada do site http://www.mfa.kfki.hu/int/nano/magyarul/Specmattech/5kep.jpg
visualizada em 30 de março de 2007.
[12] KRISHNAN, A.; DUJARDIN, E.; EBBESEN, T. W.; YIANILOS, P. N. e TREACY, M.
M. J. Young’s modulus of single-walled nanotubes. Phys. Rev. B v. 58, n. 20, p. 14013-
14019, 1998.
[13] TREACY, M. M. J.; EBBSEN, T. W. e GIBSON, J. M. Exceptionally high Young’s mo-
dulos observed for individual carbon nanotubes. Nature v. 381, p. 678-680, 1996.
[14] HARRIS, P. J. F. Carbon nanotubes and related structures: New materials for the twenty-
first century, Cambrigde University Press, Cambridge, 1999.
[15] COLLINS, P.G.; BRADLE, K.; ISHIGAMI, M. et. all. Extreme oxygen sensitivity of
electronic properties of carbon nanotubes, Science, v. 287, n. 5459, p. 1801-1804, 2000.
[16] SOUZA FILHO, A. G. e FAGAN, S. B. Funcionalização de nanotubos de carbono. Quím.
Nova v. 30, n. 7, p. 1695-1703,2007.
[17] CHENG, H.M.; LI, F. e SUN, X. Bulk morphology and diameter distribution of single-
walled carbon nanotubes synthesized by catalytic decomposition of hydrocarbons, Che-
mical Physics Letters, v. 289, p. 602-610, 1998.
[18] RAZEGHI, M.; KUNG, P. et al. Fabrication of GaN nanotubular material using MOCVD
with an aluminium oxide membrane, Nanotechnology, v. 17, p. 54-59, 2006.
[19] RAINA, G.; KULKARNI, G.U. e RAO, C.N.R. Formation of B, Al, Ga and Si nitrides
from their oxides: a reactive laser ablation study, Materials Researcg Bulletin, v. 39, p.
1271-1277, 2004.
[20] KANG, J.W.; HWANG, H.J.; SONG, K.O. et al. Structures, nanomechanics, and disin-
tegration of single-walled GaN natubes: Atomistic Simulations, Journal of the Korean
Physical Society, v. 43, n. 3, p. 372-380, 2003.
[21] CAPELLE, K. A bird’s-eye view of density-functional theory, resumo publicado na revista
da Escola Brasileira de Estrutura Eletrônica, Editora Livraria da Física, Juiz de Fora 2002.
[22] FEYNMAN, R. P. Forces in Molecules. Phys. Rev. v. 56, p. 340-343, 1939.
Referências Bibliográficas 87
[23] HOHENBERG, K. e KOHN, W. Inhomogeneous Electron Gas. Phisical Review, v. 136,
n. 3B, p. B864-B871, 1964.
[24] KOHN, W. e SHAM, J. Self-Consistent Equations Including Exchange and Correlation
Effects. Physical Review, v. 140, n. 4A, p. A1133-A1138, 1965.
[25] PALANDI, J. Introdução ao método do funcional da densidade. 2004. 34f. Monografia
(Exame de qualificação para doutorado) - Universidade Federal de Santa Maria, Santa
Maria, 2004.
[26] PERDEW, J.P. e ZUNGER, A. Self-Interaction correction to density-functional approxi-
mations for many-electron systems. Physical Review B, v. 23, n. 10, p. 5048-5079, 1981.
[27] CEPERLEY, D.M. e ALDER, B.J. Ground State of the Electron Gas by a Stochastic
Method. Physical Review Letters, v. 45, n. 7, p. 566-569, 1980.
[28] SOLER, J. M.; ARTACHO, E.; GALE, J. D.; GARCIA, A.; JUNQUERA, J.; ORDE-
JÓN, P. e SÁNCHEZ-PORTAL, D. The SIESTA method for ab initio order-N materials
simulation. Journal Physics: Condensed Matter, v. 14, n. 11, p. 2745-2779, 2002.
[29] JUNQUERA, J.; PAZ, O.; SÁNCHEZ-PORTAL, D. e ARTACHO E. Numerical atomic
orbitals for linear-scaling calculations. Physical Review B, v. 64, n. 23, p. 235111-1 a
235111-9, 2001.
[30] BACHELET, G. B.; HAMANN, D. R. e SCHLÜTER, M. Pseudopotentials that work:
From H to Pu. Physical Review B, v. 26, n. 8, p. 4199-4228, 1982.
[31] TROULLIER, N. e MARTINS, J.L. Efficient pseudopotentials for plane-wave calculati-
ons. Physical Review B, v. 43, n. 3, p.1993-2006, 1991.
[32] ZUNGER, A. e COHEN, M. L. First-principles nonlocal-pseudopotentials approach in the
density-functional formalism: Development and application to atoms. PhysicalReview B,
v. 18, n. 10, p. 5449-5472, 1978.
[33] KERKER, G. P. Non-singular atomic pseudopotentials for solid state applications. Jour-
nal Physics C, v. 13, n. 9, p. L189-L194, 1980.
[34] HAMANN, D. R.; SCHLÜTER, M. e CHIANG, C. Norm-Conserving Pseudopotentials.
Physical Review Letter, v. 43, n. 20, p. 1494-1497, 1979.
Referências Bibliográficas 88
[35] KLEINMANN, L. e BYLANDER, D. M. Efficacious Form for Model Pseudopotentials.
Physical Review Letter, v. 48, n. 20 p. 1425-1428, 1982.
[36] SANKEY, O. F. e NIKLEWSKI, D. J. Ab initio multicenter tight-binding model for
molecular-dynamics simulations and other applications in covalent sistems. Phys. Rev.
B, v. 40, n. 6, p. 3979-3995, 1989.
[37] ROOTHAN, C. C. J. New developments in molecular orbital theory. Rev. Mod. Phys. v.
23, n. 2, p. 69-89, 1951.
[38] LOUIE, S. G.; FROYEN, S e COHEN M. L. Nonlinear ionic pseudopotentials in spin-
density-functional calculation. Phys. Rev. B v. 26, n. 4, p. 1738-1742, 1982.
[39] Trabalho de graduação II do aluno James Almeida sob orientação do professor Dr. Paulo
C. Piquini.
[40] MONKHORST, H. J. e PACK, J. D. Special points for Brillouin-zone integrations. Phys.
Rev. B v. 13, n. 12, p. 5188-5192, 1976.
[41] MURNAGHAN, F. D. The compressibility of Media under Extreme Pressures. Procee-
dings of the National Academy os Sciences v. 30, p. 244-247,1944.
[42] LESZCZYNSKI, M.; SUSKI, T.; PERLIN, P.; TEISSEYRE, H.; GRZEGORY, I.; BOC-
KOWSKI, M.; JUN, J.; POROWSKI, S. e MAJOR, J. Lattice constants, thermal expan-
sion and compressibility of gallium nitride. J. Phys. D: Appl. Phys. v. 28, p. A149-A153,
1995.
[43] STAMPFL, C. e VAN DE WALLE C. G. Density-functional calculations for III-V nitrides
using the local-density approximation and the generalized gradient approximation . Phys.
Rev. B v. 59, n. 8, p. 5521-5535, 1999.
[44] WRIGHT, A. F. e NELSON J. S. Explicit treatment of the gallium 3d electrons in GaN
using the plane-wave pseudopotential method. Phys. Rev. B v. 50, n. 4, p. 2159-2165,
1994.
[45] STRITE, S. et al. An investigation of the properties of cubic GaN grown on GaAs by
plasma-assisted molecular-beam epitaxy. J. Vac. Sci. Technol. B v. 9, n. 4, p. 1924-1929,
1991.
Referências Bibliográficas 89
[46] YET, C.-Y.; LU, Z. W.; FROYEN, S. e ZUNGER, A. Zinc-blend-wurtzite polytypism in
semiconductors. Phys. Rev. B v. 20, n. 16, p. 10086-10097, 1992.
[47] ZORODDU, A.; BERNARDINI, F. e RUGGERONI P. First-principles prediction of stru-
cure, energetics, formation enthalpy, elastic constants, polarization, and piezoelectric
constants of AlN, GaN, and InN: Comparison of local and gradient-corrected density-
functional theory. Phys. Rev. B v. 64, n. 4, p. 045208-[6], 2001.
[48] BOGUSLAWSKI, P.; BRIGGS, E. L. e BERNHOLC J. Amphoteric properties of substi-
tutional carbon impurity in GaN and AlN. Appl. Phys. Lett v. 69, n. 2, p. 233-235, 1996.
[49] RAMOS, L. E. et al. Group-IV and group-V substitutional impurities in cubic group-III
nitrides. Phys. Rev. B v. 68, n. 8, p. 085209[1-12], 2003.
[50] MONEMAR, B. Fundamental energy gap of GaN from photoluminescence excitation es-
pectra. Phys. Rev. B v. 10, n. 2, p. 679-681, 1974.
[51] BLOOM, S.; HARBEKE, G.; MEIER, E. e ORTENBURGER, I. B. Band Structure and
Reflectivity of GaN. Phys. Stat. Sol. (b) v. 66, p. 161-168, 1974.
[52] XU, Y.-N.; CHING, W. Y. Electronic, optical, and structural properties of some wurtzite
crystals. Phys. Rev. B v. 48, n. 7, p. 4335-4351, 1993.
[53] MIN, B. J.; CHAN, C. T. e HO, K. M. First-principles total-energy calculation of gallium
nitride. Phus. Rev. B v. 45, n. 3, p. 1159-1162, 1992.
[54] LEE, S. M.; LEE, Y. H.; HWANG, Y. G.; ELSNER, J.; POREZAG, D. e FRAUENHEIM,
T. Stability and electronic structure of GaN nanotubes from density-functional calculati-
ons, Physical Review B, v. 60, n. 11, p. 7788-7791, 1999.
[55] MINTMIRE, J. W. e WRITE C.T. Eletronic and estructural properties of carbon nanotu-
bes. carbon v. 33, n. 7, p. 893-902, 1995.
[56] BLASE, B.; RUBIO, A.; LOUIE, S. G.; COHEN, M. L. Stability and Band Gap Constanc
y of Boron Nitride Nanotubes. Europhys. Lett. v. 28, n. 5, p. 335-340, 1994.
[57] ZHAO, M.; XIA, Y.; ZHANG D. E MEI L. Stability and electronic structure of AlN
nanotubes. Phys. Rev. B v. 68, n. 23, p. 235415[1-4], 2003.
Referências Bibliográficas 90
[58] SCHMIDT, T. M.; BAIERLE, R. J.; PIQUINI, P. e FAZZIO, A. Theoretical study of native
defects in BN nanotubes. Phys. Rev. B v. 67, n. 11, p. 113407-[4 pages], 2003.
[59] PIQUINI, P.; BAIERLE, R. J.; SCHMIDT, T. M. e FAZZIO, A. Formation energy of
native defects in BN nanotubes: an ab initio study. Nanotechnology v. 16 , n. 6, p. 827-
831, 2005.
[60] ROSSATO, J.; BAIERLE, R. J. e ORELLANA, W. stability and electronic properties of
vacancies and antisities in BC2N nanotubes. Phys. Rev. B v. 75, n. 23 , p. 235401-[7
pages], 2007.
[61] LIMPIJUMNONG, S. e VAN DE WALLE C.G. Diffusivity of native defects in GaN.
Phys. Rev. B v. 69, n. 3, p. 035207[11], 2004.
[62] NEUGEBAUER, J. e VAN DE WALLE, C. Atomic geometry and electronic structure of
native defects in GaN. Phys. Rev. B v. 50, n. 11, p. 8067-8070, 1994.
[63] ROSSATO, J.; BAIERLE, R. J.; FAZZIO, A. e MOTA, R. Vacancy formation process in
carbon nanotubes: First-principles approach. Nano Lett. v. 5, n. 1, p. 197-200, 2005.
[64] ORELLANA, W. e FUENTEALBA, P. Structural, electronic and magnetic properties of
vacancies in single-walled carbom nanotubes. Surf. Sci. v.600, n.18, p. 4305-4309, 2006.
[65] DA SILVA, A. J. R.; FAZZIO, A. e ANTONELLI, A. Bundling up carbon nanotubes
through wigner defects. Nano lett. v. 5, n. 6, p. 1045-1049, 2005.
[66] AJAYAN, P. M.; RAVIKUMAR, V. e CHARLIER, J.-C. Surface Reconstructions and
Dimensional Changes in Single-Walled Carbon Nanotubes. Phys. Rev. Lett. v. 81, n. 7,
p. 1437-1440, 1998.
[67] KRASHENINNIKOV, A. V.; NORDLUND, K.; SIRVIO, M.; SALONEN, E. e KOINO-
NEN, J. Formation of ion-irradiation-induced atomic-scale defects on walls of carbon na-
notubes . Phys. Rev. B v. 63, n. 24, p. 245405[6], 2001.
[68] KRASHENINNIKOV, A. V. e NORDLUND, K. Stability of irradiation-induced point de-
fects on walls of carbon nanotubes. J. Vac. Sci. Technol. B v. 20, p. 728-7 33, 2002.
[69] LU, A. J. e PAN, B. C. Nature of single vacancy in achiral carbon nanotubes. Phys. Rev.
Lett. v. 92, n. 10, p. 105504-[4 pages], 2004.
Referências Bibliográficas 91
[70] BOGUSLAWSKI, P.; BRIGGS, E. L. e BERNHOLC, J. Amphoteric properties of subs-
titutional carbon impurity in GaN and AlN. Appl. Phys. Lett. v. 69, n. 2, p. 233-235,
1996.
[71] WRIGHT, A. F. Substitutional and interstitial carbom in wurtzite GaN J. Appl. Phys. v.
92, n. 5, p. 2575-2585, 2002.
[72] EWELS, C. P. e GLERUP U. Nitrogen doping in carbon nanotubes. J. of Nanoscience
and Nanotechnology v. 5, n. 9. p. 1345-1363, 2005.
[73] FRAGNEAUD, B. et al. Efficient coating of N-doped carbon nanotubes with polystyrene
using atomic transfer radical polymerization. Chem. Phys. Lett. v. 419, p. 567-573, 2006.
[74] HAUTAKANGAS, S.; DILA, J.; ALATALO, M. e SAARINEN, K. Vacancy Defects
as Compensating Center in Mg-Doped GaN, Physical Review Letter, v. 90, n. 13, p.
137402-1 a 137402-4, 2003.
APÊNDICE A
PROPRIEDADES DA FUNÇÃO DELTA DE DIRAC
A chamada função delta de Dirac foi introduzida por Paul Dirac para simplificar o tra-
tamento de certos problemas da mecânica quântica. Esta função apresenta as seguintes propri-
edades:
δ(r −r
o
) = 0, se r = r
o
(A.1)
δ(r −r
o
)dr =
0 se r
o
/∈ r,
1 se r
o
∈ r,
f(rδ(r −r
o
)dr =
0 se r
o
/∈ r,
f(r
o
) se r
o
∈ r,
(rδ
′
(r −r
o
)dr =
0 se r
o
/∈ r,
−f
′
(r
o
se r
o
∈ r,
A segunda equação acima é um caso particular da terceira equação quando f(r) = 1. Além
disso, é claro que a primeira e a quarta englobam os casos particulares unidimensionais e bidi-
mensionais.
Observamos que, para resultar na unidade quando integrada num volume, a delta de
Dirac deve ter como dimensão inversa desse volume. No Sistema Internacional de unidades,
portanto, δ(r) é dada em m
−3
. Observamos, também, que a função delta é simétrica em torno
do seu ponto singular,
δ(r −r
o
) = δ(r
o
−r). (A.5)
Estas propriedades apresentadas aqui são suficientes para o desenvolvimento desta dis-
sertação.
APÊNDICE B
FUNCIONAIS
F é funcional da função f se é um número cujo valor depende da forma dessa função. Em
outras palavras, para cada função f, o funcional F [f] retorna um único número. Um exemplo
trivial de funcional é a integral de uma função:
F [f] =
b
a
f(x)dx. (B.1)
É claro que se f muda, o valor da integral também muda. Mas F não depende da variável
x de f, que é variável de integração. Por outro lado, um funcional pode ser função de uma
variável como α no seguinte exemplo:
F [f](α) =
+∞
−∞
f(x)e
−αx
2
dx. (B.2)
O conceito de derivada pode ser estendido aos funcionais. Seja, a título de exemplo, o
funcional F[f] dado por:
F [f] =
b
a
V (x)f(x)dx, (B.3)
onde V(x) é uma função dada. A variação de F[f] em relação ao argumento f, definida po
δF [f] = F [f + δf] − F [f], é:
δF [f] =
b
a
V (x)δf(x)dx. (B.4)
É usual introduzir a derivada funcional δF [t]/δf dividindo o espaço em pequenas célu-
las e substituíndo integrais de volume por somatórios sobre essas células. Assim, seja o volume
unidimensional entre os pontos a e b dividido em n pequenas células de volume ∆x, de modo
que, em cada célula, a variação δf é aproximadamente constante. A variação δF [f] pode ser
escrita, de modo aproximado, como uma soma sobre todas as pequenas células:
δF [f] ≈
n
K=1
V
k
(δf
k
∆x), (B.5)
ApÃ
a
ndice B: Funcionais 94
onde V
k
e δf
k
são os valores médios de V(x) e δf(x) na k-ésima célula. No limite n → ∞
(e ∆x → 0), essa expressão recai na expressão B.4. Pela expressão B.5, a variação δF [f]
é produzida pelas variações independentes δf
k
nos valores de f
k
(k = 1, 2, ···n). A derivada
funcional δF [t]/δf pode ser introduzida, então, como uma espécie de generalização da derivada
parcial de uma função de n variáveis g = g(x
1
, x
2
, ···x
n
) em relação a uma delas. No cálculo
usual, o diferencial de tal função é dado pela expressão:
dg =
n
k=1
∂g
∂x
k
dx
k
. (B.6)
Comparando B.5 com B.6 pode-se, por analogia, identificar dx
k
com δf
k
∆x e ∂g/∂x
k
com δF [t]/δf, que é igual a V (x). Dito de outro modo: fazendo δf
k
= 0 para k = 1, 2, ···j −
1, j + 1, ···n e δf
j
= 0, define-se a derivada funcional de F [f] em relação a f, para um ponto
na j-ésima célula, como a rezão entre δF e δf
j
:
δF [f]
δf(x)
= lim
∆x→0
δF
δf
j
∆x
= V (x). (B.7)
O ponto x, no qual a derivada funcional é calculada, está na j-ésima célula.
Uma regra geral para a derivada funcional, que se aplique a qualquer funcional a não
apenas àqueles da forma B.3, pode se obtida por analogia com o cálculo usual. Se x
k
e x
j
são
duas variáveis independentes, então dx
k
/dx
j
= δ
kj
, onde δ
kj
é a delta de Kronecker. Assim,
por analogia, escreve-se:
δf(
r
′
)
δf(r)
= δ(
r
′
−r), (B.8)
onde δ(
r
′
−r) é a delta de Dirac. Agora, para derivar qualquer funcional F [f] em relação a f
pode-se usar as propriedades das derivadas usuais. Por exemplo, seja o funcional:
F [f] =
b
a
V (y)[f(y)]
3
dy. (B.9)
Como a derivada funcional nada tem a ver com a integração em y, ela atua diretamente
sobre o integrando:
δF [f]
δf(x)
=
b
a
V (y)
δ[f(y)]
3
δf(x)
dy, (B.10)
e pela regra da derivação de uma potência:
δF [f]
δf(x)
= 3
b
a
V (y)[f(y)]
2
δf(y)
δf(x)
dy, (B.11)
e finalmente, pela propriedade B.8:
δF [f]
δf(x)
= 3
b
a
V (y)[f(y)]
2
δ(x − y)dy = 3V (x)[f(x)]
2
. (B.12)
Livros Grátis
( http://www.livrosgratis.com.br )
Milhares de Livros para Download:
Baixar livros de Administração
Baixar livros de Agronomia
Baixar livros de Arquitetura
Baixar livros de Artes
Baixar livros de Astronomia
Baixar livros de Biologia Geral
Baixar livros de Ciência da Computação
Baixar livros de Ciência da Informação
Baixar livros de Ciência Política
Baixar livros de Ciências da Saúde
Baixar livros de Comunicação
Baixar livros do Conselho Nacional de Educação - CNE
Baixar livros de Defesa civil
Baixar livros de Direito
Baixar livros de Direitos humanos
Baixar livros de Economia
Baixar livros de Economia Doméstica
Baixar livros de Educação
Baixar livros de Educação - Trânsito
Baixar livros de Educação Física
Baixar livros de Engenharia Aeroespacial
Baixar livros de Farmácia
Baixar livros de Filosofia
Baixar livros de Física
Baixar livros de Geociências
Baixar livros de Geografia
Baixar livros de História
Baixar livros de Línguas
Baixar livros de Literatura
Baixar livros de Literatura de Cordel
Baixar livros de Literatura Infantil
Baixar livros de Matemática
Baixar livros de Medicina
Baixar livros de Medicina Veterinária
Baixar livros de Meio Ambiente
Baixar livros de Meteorologia
Baixar Monografias e TCC
Baixar livros Multidisciplinar
Baixar livros de Música
Baixar livros de Psicologia
Baixar livros de Química
Baixar livros de Saúde Coletiva
Baixar livros de Serviço Social
Baixar livros de Sociologia
Baixar livros de Teologia
Baixar livros de Trabalho
Baixar livros de Turismo
