Abstract The CASTEP code for first principles electronic structure calculations will be described. A brief, non-technical overview will be given and some of the features and capabilities highlighted. Some features which are unique to CASTEP will be described and near-future development plans outlined.

First-principles simulation, meaning density-functional theory calculations with plane waves and pseudopotentials, has become a prized technique in condensed-matter theory. Here I look at the basics of the suject, give a brief review of the theory, examining the strengths and weaknesses of its implementation, and illustrating some of the ways simulators approach problems through a small case study. I also discuss why and how modern software design methods have been used in writing a completely new modular version of the CASTEP code.

A comparison of DFT methods Density functional theory (DFT) is now routinely used for simulating material properties. Many software packages are available, which makes it challenging to know which are the best to use for a specific calculation. Lejaeghere et al. compared the calculated values for the equation of states for 71 elemental crystals from 15 different widely used DFT codes employing 40 different potentials (see the Perspective by Skylaris). Although there were variations in the calculated values, most recent codes and methods converged toward a single value, with errors comparable to those of experiment. Science , this issue p. 10.1126/science.aad3000 ; see also p. 1394

We report on extensive experimental studies on thin film, single crystal, and ceramics of multiferroic bismuth ferrite $\mathrm{Bi}\mathrm{Fe}{\mathrm{O}}_{3}$ using differential thermal analysis, high-temperature polarized light microscopy, high-temperature and polarized Raman spectroscopy, high-temperature x-ray diffraction, dc conductivity, optical absorption and reflectivity, and domain imaging, and show that epitaxial (001) thin films of $\mathrm{Bi}\mathrm{Fe}{\mathrm{O}}_{3}$ are clearly monoclinic at room temperature, in agreement with recent synchrotron studies but in disagreement with all other earlier reported results. We report an orthorhombic order-disorder $\ensuremath{\beta}$ phase between 820 and 925 $(\ifmmode\pm\else\textpm\fi{}5)\phantom{\rule{0.2em}{0ex}}\ifmmode^\circ\else\textdegree\fi{}\mathrm{C}$, and establish the existence range of the cubic $\ensuremath{\gamma}$ phase between 925 $(\ifmmode\pm\else\textpm\fi{}5)$ and 933 $(\ifmmode\pm\else\textpm\fi{}5)\phantom{\rule{0.2em}{0ex}}\ifmmode^\circ\else\textdegree\fi{}\mathrm{C}$, contrary to all recent reports. We also report the refined ${\mathrm{Bi}}_{2}{\mathrm{O}}_{3}\text{\ensuremath{-}}{\mathrm{Fe}}_{2}{\mathrm{O}}_{3}$ phase diagram. The phase transition sequence rhombohedral-orthorhombic-cubic in bulk [monoclinic-orthorhombic-cubic in $(001)\mathrm{Bi}\mathrm{Fe}{\mathrm{O}}_{3}$ thin film] differs distinctly from that of $\mathrm{Ba}\mathrm{Ti}{\mathrm{O}}_{3}$. The transition to the cubic $\ensuremath{\gamma}$ phase causes an abrupt collapse of the band gap toward zero (insulator-metal transition) at the orthorhombic-cubic $\ensuremath{\beta}\text{\ensuremath{-}}\ensuremath{\gamma}$ transition around $930\phantom{\rule{0.2em}{0ex}}\ifmmode^\circ\else\textdegree\fi{}\mathrm{C}$. Our band structure models, high-temperature dc resistivity, and light absorption and reflectivity measurements are consistent with this metal-insulator transition.

This letter presents calculations of the energy levels of the oxygen vacancy and oxygen interstitial defects in HfO2 using density functional methods that do not need an empirical band gap correction. The levels are aligned to those of the Si channel using the known band offsets. The oxygen vacancy gives an energy level nearer the HfO2 conduction band and just above the Si gap, depending on its charge state. It is identified as the main electron trap in HfO2. The oxygen interstitial gives levels just above the oxide valence band.

The structural and elastic properties of MgO periclase were studied up to 150 GPa with the first-principles pseudopotential method within the local density approximation. The calculated lattice constant of the B1 phase over the pressure range studied is within 1% of experimental values. The observed B1 phase of MgO was found to be stable up to 450 GPa, precluding the B1-B2 phase transition within the lower mantle. The calculated transition pressure is less than one-half of the previous pseudopotential prediction but is very close to the linearized augmented plane-wave result. All three independent elastic constants, c(11), c(12), and c(44) for the B1 phase are calculated from direct computation of stresses generated by small strains. The calculated zero-pressure values of the elastic moduli and wave velocities and their initial pressure dependence are in excellent agreement with experiments. MgO was found to be highly anisotropic in its elastic properties, with the magnitude of the anisotropy first decreasing between 0 and 15 Gpa and then increasing from 15 to 150 GPa. Longitudinal and shear-wave velocities were found to vary by 23 and 59%, respectively, with propagation direction at 150 Gpa. The character of the anisotropy changes qualitatively with pressure. At zero pressure longitudinal and shear-wave propagations are fastest along [111] and [100], respectively, whereas above 15 GPa, the corresponding fast directions are [100] and [110]. The Cauchy condition was found to be strongly violated in MgO, reflecting the importance of noncentral many-body forces.

Bi Fe O 3 is an interesting multiferroic oxide and a potentially important Pb-free ferroelectric. However, its applications can be limited by large leakage currents. Its band gap is calculated by the density-functional based screened exchange method to be 2.8eV, similar to experiment. The Schottky barrier height on Pt or SrRuO3 is calculated in the metal induced gap state model to be over 0.9eV. Thus, its leakage is not intrinsic.

Density functional theory (DFT) has been used in many fields of the physical sciences, but none so successfully as in the solid state. From its origins in condensed matter physics, it has expanded into materials science, high-pressure physics and mineralogy, solid-state chemistry and more, powering entire computational subdisciplines. Modern DFT simulation codes can calculate a vast range of structural, chemical, optical, spectroscopic, elastic, vibrational and thermodynamic phenomena. The ability to predict structure-property relationships has revolutionized experimental fields, such as vibrational and solid-state NMR spectroscopy, where it is the primary method to analyse and interpret experimental spectra. In semiconductor physics, great progress has been made in the electronic structure of bulk and defect states despite the severe challenges presented by the description of excited states. Studies are no longer restricted to known crystallographic structures. DFT is increasingly used as an exploratory tool for materials discovery and computational experiments, culminating in ex nihilo crystal structure prediction, which addresses the long-standing difficult problem of how to predict crystal structure polymorphs from nothing but a specified chemical composition. We present an overview of the capabilities of solid-state DFT simulations in all of these topics, illustrated with recent examples using the CASTEP computer program.

The chemical trends of limits to doping of many semiconducting metal oxides is analyzed in terms of the formation energies needed to form the compensating defects. The $n$-type oxides are found to have high electron affinities and charge neutrality levels that lie in midgap or the upper part of their gap, whereas $p$-type oxides have small photoionization potentials and charge neutrality levels lying in the lower gap. The doping-limit energy range is found to vary with the bulk free energy of the compound.