Theoretische Untersuchung der MXene-Vorläufer MoxV4

Scientific Reports Band 13, Artikelnummer: 3271 (2023) Diesen Artikel zitieren

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Mithilfe von Gesamtenergieberechnungen nach dem ersten Prinzip untersuchten wir die thermodynamische Stabilität der MAX-Mischkristalllösung MoxV4-xAlC3 im Bereich 0 ≤ x ≤ 4. Die Ergebnisse belegen, dass der Gitterparameter a als Funktion des Mo-Gehalts zunimmt, während der c-Parameter seine maximale Ausdehnung bei x = 2,5 erreicht. Danach ist eine Kontraktion zu bemerken. Mo besetzt zufällig VI-Plätze, bis die außerhalb der Ebene geordnete Mo2V2AlC3-Legierung gebildet wird. Wir verwendeten den Defect Formation Energy (DFE)-Formalismus, um die thermodynamische Stabilität der Legierungen zu bewerten. Berechnungen zeigen fünf stabile Verbindungen. Unter V-reichen Bedingungen und von Mo-reichen zu Mo-moderierten Bedingungen ist das ursprüngliche V4AlC3 MAX stabil. Im Bereich V-armer Bedingungen, von Mo-reichen bis zu Mo-moderierten Wachstumsbedingungen, sind die festen Lösungen mit x = 0,5, 1 und 1,5 und das o-MAX Mo2V2AlC3 thermodynamisch stabil. Die Linienprofile der Elektronenlokalisierungsfunktion und der Bader-Ladungsanalyse zeigen, dass die VC-Wechselwirkung hauptsächlich ionisch ist, während die Mo-C-Wechselwirkung kovalent ist. Außerdem beträgt die Abblätterungsenergie zum Erhalt einer MXene-Schicht ~ 0,4 eV/Å2. DFE zeigt auch, dass aus der MAX-Phase abgeblätterte MXene mit dem gleichen Mo-Gehalt und der gleichen Atomanordnung thermodynamisch stabil sind. Unsere Ergebnisse ermöglichen ein tieferes Verständnis der zuvor berichteten experimentellen Beweise auf atomarer Ebene.

Die MAX-Verbindungen sind eine Familie von hexagonal geschichteten Carbiden, Nitriden oder Carbonitriden früher Übergangsmetalle mit der allgemeinen Formel Mn+1AXn1, wobei M ein frühes Übergangsmetall, A typischerweise ein Atom der Gruppe 13 bis 16 und X ist Kohlenstoff/Stickstoff, mit n = 1, 2 und 3. Abhängig von der Anzahl der M-Schichten kann die Kurzschreibweise 211, 312, 413 sein, mit n = 1, 2 bzw. 3. Außerdem wurden in den letzten Jahren erfolgreich MAX-Verbindungen höherer Ordnung (n > 3) synthetisiert, wie z. B. Ti7SnC62, Ta6AlC53, (Ti0.5Nb0.5)5AlC44, (V0.5Cr0.5)5Al2C35 und Mo4VAlC46. Die MAX-Compounds weisen eine Kombination aus metallischen und keramischen Eigenschaften auf. Sie verfügen über eine hohe elektrische und thermische Leitfähigkeit sowie tribologische Eigenschaften. Sie sind bearbeitbar und weisen eine hohe Schadenstoleranz und Temperaturwechselbeständigkeit auf. Auch ihre Festigkeit bleibt bei hohen Temperaturen erhalten7,8,9,10,11,12,13. Dank ihrer Eigenschaften können die MAX-Verbindungen in der Katalyse14,15, in Kernreaktoren16,17 und als Hochtemperatur-Schutzbeschichtungen18 eingesetzt werden. Die MAX-Verbindungen mit Al als A-Element, wie Ti2AlC, Cr2AlC und Ti3AlC2, sind gute Kandidaten für Hochtemperaturanwendungen, da sie eine hohe Oxidationsbeständigkeit bieten und eine schützende Aluminiumoxidschicht (Al2O3) bilden19,20,21. Außerdem sind MAX-Verbindungen die Vorläufer der 2011 entdeckten zweidimensionalen MXene22,23.

Die Mxene werden durch selektives Ätzen des A-Elements aus der Vorläufer-MAX-Phase abgeblättert. Sie verfügen über hervorragende Eigenschaften, die sie zu geeigneten Materialien für viele Anwendungen machen. Im vergangenen Jahr wurden die ersten Beweise für Ferroelektrizität und Multiferroizität in Mxenes bei Raumtemperatur erbracht24. Für die Wasserstoffproduktion durch Wasserspaltung haben die bifunktionellen Katalysatoren Mo2TiC2 und Mo2Ti2C3 in alkalischen Medien eine hervorragende Leistung gezeigt25. Die Ti4C3 Mxene ist eine Elektrode für kohlenstoffgestützte Speicheranwendungen auf Basis von Ti4C3/Graphenoxid/Ti4C3-Gerüst26 mit hervorragenden Retentions- und Haltbarkeitseigenschaften. Was Energiespeichergeräte betrifft, ist die doppelt geordnete Legierung Ti2Ta2C3 eine effiziente Elektrode in Li-Ionen-Batterien, besser als das reine Ti4C3 Mxene27,28. Einige Berichte deuten außerdem auf verbesserte Speichereigenschaften der Mxene durch die Kombination mit ZrO2, MnO2 und metallischen Dotierstoffen wie Ni hin. In einigen Fällen können die modifizierten Materialien die Kapazität im Vergleich zu ursprünglichen Materialien verdoppeln. Außerdem ist ihre Kapazität bis zu 10.000 Zyklen größer als 81 %29,30,31.

Seit der Entdeckung der geordneten Cr2TiAlC2-Struktur durch Liu et al.32 im Jahr 2014 – Ti ist in einer 312-Struktur zwischen zwei Chromkarbidschichten eingebettet – ist eine neue Unterklasse von MAX-Verbindungen mit der Formel (M, M')n+1AlXn entstanden Aufmerksamkeit dank ihrer chemischen Vielseitigkeit. In den letzten Jahren wurden Cr- und Mo-basierte MAX mit kleinen Mengen an Fe oder Mn synthetisiert, um ihre magnetischen Eigenschaften zu verbessern33,34.

Bei den 211 MAX-Verbindungen sind die Legierungen in der Ebene (i-MAX) geordnet, wobei das M-Element Sechsecke bildet und das M'-Element in der Mitte liegt. Ein Beispiel hierfür ist die 2017 synthetisierte Legierung (Mo2/3Sc1/3)2AlC MAX35,36. In den letzten Jahren wurden (V2/3Zr1/3)2AlC, (Cr2/3Sc1/3)2AlC, (Cr2/3Sc1/3)2GaC, (W2/3Sc1/3)2AlC, (Mn2/3Sc1/3)2GaC entwickelt i-MAX-Compounds sind erfolgreich gewachsen1. Darüber hinaus ist in den 312- und 413-MAX-Phasen die Anordnung außerhalb der Ebene am häufigsten (o-MAX). M' befindet sich im Zentrum der Carbid- oder Nitridschicht und bildet eine oktaedrische Koordination mit den C(N)-Atomen, während das M-Element in den meisten exponierten Schichten vorkommt. In den letzten Jahren wurden die o-MAX Mo2TiAlC2 und Mo2TiAlC2 synthetisiert. In beiden Fällen besetzt Mo die am stärksten exponierten Karbidschichten und Ti befindet sich in den inneren Schichten37,38. Dieses Verhalten wurde durch theoretische Berechnungen untersucht und zeigte, dass Mo bei Koordination mit C kubisch-flächenzentrierte Stapelungen (FCC) vermeidet, da es bei der Übernahme dieser Konfiguration zu Energieverlusten kommt39.

Obwohl die Anordnung außerhalb der Ebene bei den 312- und 413-Doppelübergangsmetallen (DTM) MAX am häufigsten vorkommt, ist die Bildung fester Lösungen eine weitere Möglichkeit. Griseri et al.40 synthetisierten Ta-basierte 413 MAX-Mischkristalllösungen mit Hf und Nb, um (Ta1-xHfx)4AlC3 und (Ta1-xNbx)4AlC3 mit x = 0,05, 0,1, 0,15, 0,2 und 0,25 zu bilden, sie schlossen Hf in die ein Struktur zur Bildung von Ultrahochtemperaturkeramiken, wie zuvor durch DFT-Berechnungen vorhergesagt41,42. Qu und Mitarbeiter43 erhielten durch Spark Plasma Sintering (SPS) die feste Lösung (Ti1-xZrx)3SiC2 mit x im Bereich von bis zu 0,17. Sie fanden eine anisotrope Erweiterung des Zellparameters mit zunehmendem Zr-Gehalt. Kürzlich synthetisierten Pinto et al.44 zum ersten Mal die feste Lösung MoxV4-xAlC3 mit x = 1, 1,5, 2 und 2,7. Bei Konzentrationen größer als x = 2,7 wurde die erhaltene Verbindung nicht als MAX-Phase identifiziert. Das XRD-Muster zeigt die lineare Ausdehnung der Gitterparameter – als Funktion des Mo-Gehalts – für den gesamten Bereich des Mo-Gehalts. In diesem Bericht ist jedoch noch eine detaillierte Charakterisierung der atomaren Anordnung erforderlich. Anschließend wurden MXene durch selektives topochemisches Ätzen erhalten. Schließlich wurden die MXene-Schichten in Energiespeichergeräten eingesetzt und erzielten gute Ergebnisse. Motiviert durch die Erkenntnisse von Pinto et al.44 untersuchten wir in dieser Arbeit die atomaren Anordnungen der festen MoxV4-xAlC3-Lösungen unter Berücksichtigung des gesamten Konzentrationsbereichs (von x = 0 bis x = 2). Unsere Ergebnisse zeigen, dass Mo V-Stellen in einer halbgeordneten Anordnung besetzt, bis es den Mo2V2AlC3 o-MAX erreicht. Das Manuskript ist wie folgt aufgebaut: Abschnitt II befasst sich mit der Berechnungsmethodik, die Ergebnisse werden in Abschnitt III vorgestellt und Schlussfolgerungen werden in Abschnitt IV gezogen.

Durch eine systematische rechnerische Bewertung untersuchten wir die binäre MAX-Legierung MoxV4-xAlC3 mit 0 ≤ x ≤ 4. Die Berechnungen wurden im Rahmen der periodischen Dichtefunktionaltheorie (DFT) durchgeführt, wie sie im Vienna Ab initio Simulation Package (VASP)45,46 implementiert ist. 47,48. Austauschkorrelationsenergien werden mithilfe der verallgemeinerten Gradientennäherung (GGA) und der Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)-Parametrisierung49 angenähert. Elektronische Zustände werden als ebene Wellen mit einer Energiegrenze von 460 eV behandelt. Die Frozen-Core-Näherung wurde durch die Projektor-Augmented-Wave-Methode (PAW)50,51 verwendet. Van-der-Waals-Kräfte wurden in den Berechnungen unter Verwendung der DFT-D3-Methode von Grimme52,53 berücksichtigt. Eine Geometrieoptimierung wird erreicht, wenn alle Kraftkomponenten weniger als 0,01 eV/Å und die Energieunterschiede weniger als 1 × 10–4 eV betragen. Zur Untersuchung der verschiedenen V:Mo-Stöchiometrien wurde eine 3 × 3 × 1-Superzelle in Betracht gezogen. Um die Brillouin-Zone abzutasten, verwendeten wir das gleichmäßig verteilte K-Punkte-Schema von Monkhorst-Pack54 mit einem K-Punkte-Raster von 3 × 3 × 2. Dazu wird die Climbing Image Nudged Elastic Band (CI-NEB)-Methode55,56 eingesetzt Berechnen Sie die Peeling-Energie unter Berücksichtigung von sieben Zwischenbildern von der Anfangs- bis zur Endphase.

Wir sind daran interessiert, die thermodynamische Stabilität der binären MAX MoxV4-xAlC3-Verbindung mit 0 ≤ x ≤ 4 zu bewerten. Das Gesamtenergiekriterium reicht nicht aus, da jede V:Mo-Beziehung eine unterschiedliche Anzahl von Atomen und chemischen Spezies aufweist. Daher müssen wir den Defect Formation Energy (DFE)-Formalismus57,58,59,60 anwenden, der unabhängig von der Anzahl der Atome im System ist und nur von den chemischen Potentialen der konstituierenden Spezies abhängt. Für die Anwendung des Formalismus ist ein thermodynamisches Gleichgewicht erforderlich. Dies impliziert:

Dabei ist μi das chemische Potential der i-ten Spezies und \({\Delta H}_{{V}_{4}Al{C}_{3}}^{f}\) die Bildungsenthalpie. Der DFE-Formalismus kann wie folgt geschrieben werden:

Dabei ist \({E}^{slab}\) die Gesamtenergie des vorliegenden Systems, VUC das Volumen der Elementarzelle und ni die Anzahl der Atome der i-ten Spezies. Die thermodynamische Grenze V wird durch die Bildungswärme des V4AlC3 MAX definiert mit:

Außerdem wird die Variation des chemischen Potenzials von Mo begrenzt durch:

mit \({\mu }_{Mo}^{kohäsive}\) als Kohäsionsenergie von Mo.

Um die thermodynamische Stabilität der festen MoxV4-xAlC3-Lösung zu untersuchen, wählen wir die zuvor beschriebene α-V4AlC3 MAX-Verbindung61 als Basis für die Mo-Substitutionen. α-V4AlC3 (von nun an V4AlC3) hat die Raumgruppe P63/mmc mit dem Gitterparameter a = 2,92 Å und c = 22,75 Å. V-Atome besetzen 4f. (1/3, 2/3, 0,05441) und 4e (0, 0, 0,15481) Wyckoff-Stellen, während C die 2a (0, 0, 0) und 4f. (2/3, 1/3, 0,10802) Standorte. Außerdem wird Al in der Wyckoff-Stelle 2c (1/3, 2/3, 1/4) platziert. Die berechnete MAX-Struktur weist Zellparameter a = 2,90 Å und c = 22,57 Å auf, in guter Übereinstimmung mit experimentellen Berichten61. Abbildung 1a zeigt das V4AlC3-Atommodell und seine jeweilige Zustandsdichte (DOS) (Abb. 1b), wobei die Energiereferenz das Fermi-Niveau ist. Die Struktur weist metallische Eigenschaften auf. Die V-3d-Orbitale leisten den wichtigsten Beitrag zum DOS. Jedes C-Atom ist sechsfach an V koordiniert. Es können zwei Arten von V-Atomen unterschieden werden: VI entspricht dem am stärksten exponierten V, das mit Al- und C-Atomen wechselwirkt, und das VII, das nur mit C-Atomen wechselwirkt (siehe Abb. 1). Die VII-C-Bindung beträgt 2,08 Å, während der Bindungsabstand zwischen C und VI ~ 1,98 Å beträgt. Die elektronenlokalisierte Funktion (ELF) wird verwendet, um die Art der in der MAX-Phase vorhandenen Bindungen zu untersuchen. Die Isofläche mit einem Wert von 0,6 au ist in Abb. S1 der Zusatzinformationen (SI) dargestellt. Das Linienprofil über die verschiedenen im MAX vorhandenen Bindungen ist in Abb. 1c dargestellt. Die VII-C-Bindungen sind hauptsächlich ionisch. Auch der VI-C zeigt ein ähnliches Verhalten; In der Mitte der Bindung erscheint jedoch eine große Elektronenpopulation, was auf eine stärkere Wechselwirkung hindeutet, was die Bindungsabstände erklärt. Außerdem zeigen die ELF-Linienprofile, dass die VI-Al-Bindung mit einer Länge von 2,71 Å die schwächste ist. Es wurde berichtet, dass in der MAX-Verbindung eine schwache Wechselwirkung von einer starken Wechselwirkung begleitet wird43,62. In unserem Fall interagiert VI stark/schwach mit C/Al, sodass eine Delaminierung der Struktur möglich ist.

(a) Atommodell der V4AlC3 MAX-Verbindung, (b) Gesamt- und projizierte Zustandsdichte und (c) die Linienprofile der Elektronenlokalisierungsfunktion.

Zuvor wurde über die erfolgreiche Synthese der festen Lösung MoxV4-xAlC3 MAX mit unterschiedlichen Stöchiometrien (0 ≤ x ≤ 2,7)44 berichtet. Durch Ab-initio-Rechnungen und Ab-initio-Thermodynamik haben wir die Stabilität verschiedener Legierungen für den gesamten Bereich 0 ≤ x ≤ 4 bewertet. Denken Sie daran, dass eine Periodizität von 3 × 3 × 1 ausreicht, um für jeden Fall die richtige Stöchiometrie zu modellieren. Es wurden verschiedene Atomanordnungen berücksichtigt, bei denen Mo zufällig an den Stellen VI und VII platziert ist. Außerdem wurden halbgeordnete Anordnungen berücksichtigt, um ihre Stabilität zu bewerten. Tabelle 1 fasst die relativen Energien der ersten vier in dieser Arbeit betrachteten stabilen Modelle für jede der verschiedenen Stöchiometrien zusammen. Modell I ist in allen Fällen die Referenz und die stabilste Konfiguration. Siehe die atomaren Modelle der Strukturen in Abb. S2 und S3. Für den Bereich 0 ≤ x ≤ 2 stellen wir fest, dass Mo-Substitutionen eine halb ungeordnete Anordnung haben, d. h. Mo substituiert zufällig VI-Stellen (siehe Modell I in Abb. S2), bis sie die Mo2V2AlC3-Verbindung bilden. An zweiter Stelle der Stabilität stehen die Modelle, bei denen Mo VI-Stellen einer einzelnen Monoschicht besetzt. Die weniger stabilen Konfigurationen sind diejenigen, in denen Mo zufällig VI- und VII-Stellen ersetzt. Beachten Sie, dass bei der Mo2V2AlC3-Verbindung die MAX-Phase eine chemisch geordnete Struktur außerhalb der Ebene annimmt, wie Ti2Ta2C3 oder Mo2Ti2C328,37.

Für Mo-Konzentrationen größer als x = 2 wird das jeweils stabilste Modell durch die vollständige Substitution der VI-Stellen und eine zufällige Anordnung von Mo in den VII-Stellen gebildet, siehe Modelle I in Abb. S3. Die weniger stabilen Modelle werden durch zufällige Ablagerung von Mo an VI- und VII-Stellen oder durch abwechselnde Mo- und V-Schichten entlang der c-Richtung gebildet.

Wir untersuchten auch die Entwicklung der Gitterparameter im Verhältnis zum Mo-Gehalt (siehe Abb. 2). Die oberen und unteren Felder entsprechen den Gitterparametern a und c. Der a-Parameter erweitert sich von 2,90 Å auf 3,09 Å (6,5 %), von x = 0 bis x = 4, was das Vegardsche Gesetz erfüllt. Andererseits erreicht der c-Parameter seine maximale Ausdehnung (2,49 %, 23,14 Å) bei x = 2,5. Danach schrumpft der Zellparameter leicht und erreicht 23,07 Å für x = 4, was gegen das Vegardsche Gesetz verstößt. Diese Tatsache kann auf den großen Elektronegativitätsunterschied zwischen Mo und V und das Vorhandensein kovalenter Bindungen zurückgeführt werden, wie bereits für verschiedene Verbindungen berichtet63,64. Den Berechnungen zufolge folgt die MoxV4-xAlC3 MAX-Legierung dem Vegardschen Gesetz bis x = 2,5, was zeigt, dass unsere theoretischen Ergebnisse mit den experimentellen Ergebnissen von Pinto et al.44 übereinstimmen.

Zellparameter der Legierung MoxV4-xAlC3 MAX in Abhängigkeit vom Mo-Gehalt. Die oberen und unteren Felder beziehen sich auf die Zellparameter a bzw. c.

Untersucht werden die Veränderungen der verschiedenen in der Legierung vorhandenen Bindungen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 aufgeführt. Beachten Sie, dass bei einer Erhöhung des Mo-Gehalts in der Struktur die Bindungen eine Ausdehnung erfahren, was ein erwartetes Ergebnis ist, da Mo einen großen Atomradius hat. Der VI-C wird von 1,98 Å für die V4AlC3 auf 2,00 Å für die Mo1,5V2,5AlC3 MAX-Legierung erweitert. Über VII-C bleibt bei Mo-Konzentrationen unter x = 2 der Bindungsabstand praktisch unverändert, da Mo nur VI-Positionen besetzt. Bei höheren Konzentrationen (x > 2) nimmt der Bindungsabstand aufgrund der Besetzung der VII-Stellen jedoch erheblich zu. Darüber hinaus bietet Mo, das VI-Stellen (MoI) besetzt, im Vergleich zu VI-C große Bindungsabstände. Bei Konzentrationen über x = 2 besetzt Mo VII-Stellen (MoII). MoII erzeugt größere Bindungsabstände als VII, die mit zunehmendem Mo-Gehalt von 2,13 Å in Mo2,5V1,5AlC3 auf 2,19 in Mo4AlC3 steigen.

Wir verwendeten den im Abschnitt zur Methodik beschriebenen DFE-Formalismus, um die thermodynamische Stabilität der verschiedenen Legierungen zu untersuchen. Wir haben nur die stabilste Konfiguration für jeden Mo-Gehalt gemäß Tabelle 1 berücksichtigt. Wir variieren das chemische Potenzial von V-reichen zu V-armen Bedingungen und von Mo-reichen zu Mo-mäßigen Bedingungen, um die thermodynamische Stabilität der MAX-Legierungen zu bewerten. Wir berücksichtigen keine Mo-armen Bedingungen, da die unberührte MAX-Phase die einzig stabile in diesem chemischen Potentialbereich ist. Abbildung S4 zeigt das 3D-Diagramm, in dem jede Ebene eine andere Legierung darstellt. Nach unserem Formalismus bilden die stabilsten Modelle die niedrigsten Energiewerte ab. Obwohl die 3D-Darstellung dabei hilft, die stabilen Modelle zu unterscheiden, ist es schwierig, die chemischen Potentialbereiche zu unterscheiden, in denen die Modelle stabil sind. Um dieses Problem zu lösen, projizieren wir das 3D-Diagramm in ein 2D-Phasendiagramm mit genau definierten Wachstumsgrenzen. Abbildung 3 zeigt das Phasendiagramm für die feste Lösung MoxV4-xAlC3 MAX. Unter V-reichen und Mo-mäßigen Bedingungen ist die unberührte V4AlC3-Verbindung das stabilste Modell (violette Oberfläche). Beachten Sie, dass die Mo-Dotierung im Bereich von V-mäßigen bis V-armen Bedingungen und von Mo-mäßigen bis Mo-reichen Bedingungen durchgeführt wird. Unsere Berechnungen zeigen vier stabile und unterschiedliche MoxV4-xAlC3-Legierungen (mit x = 0,5, 1, 1,5 und 2). Es ist außerdem zu beobachten, dass der Mo-Gehalt ansteigt, bis die doppelt geordnete Legierung V2Mo2AlC3 erreicht wird, wenn das μV zu V-armen und das μMo zu Mo-reichen Bedingungen tendiert. Die atomistischen Modelle der stabilsten Modelle sind in Abb. 4 dargestellt. Unsere DFE-Analyse stimmt mit den experimentellen Ergebnissen von Pinto et al.44 überein. Allerdings gelang es ihnen, die Mo2,7V1,3AlC3-Legierung zu erhalten, was mit unseren Ergebnissen nicht übereinstimmt. Eine mögliche Erklärung ist, dass die oben erwähnte Legierung aufgrund von Grenzeffekten erhalten werden kann, die in unserer Studie nicht berücksichtigt wurden und bei denen sich VII-Stellen nicht in einer FCC-Stapelung befinden, was zu einem Energiegewinn führt, wenn Mo diese Plätze besetzt.

Entsprechendes Phasendiagramm der MAX MoxV4-xAlC3-Legierung.

Atomistische Modelle für die fünf stabilen MAX-Legierungen gemäß dem DFE-Formalismus. Wir zeigen die Modelle mit zunehmendem Mo-Gehalt von links nach rechts.

In diesem Abschnitt führen wir eine Bader-Ladungsanalyse in Kombination mit ELF-Linienprofilen durch, um die Art der Bindungswechselwirkungen in den stabilen Systemen zu untersuchen. Beachten Sie anhand der Linienprofile, dass ELF aufgrund der Verwendung von Pseudopotentialen gegen Null tendiert, wenn es den Kern der Atome erreicht. Die Bader-Analyse des unberührten V4AlC3 MAX zeigt, dass die VII-Atome 0,25 e an jeden ihrer sechs C-Nachbarn spenden. VI-Atome spenden 0,28e an ihre benachbarten C-Atome; Diese Änderung weist auf eine stärkere Wechselwirkung in VI-C als in VII-C hin. Dieser Effekt ist im ELF-Linienprofil zu sehen (siehe Abb. 1c), wo zu erkennen ist, dass beide Bindungen hauptsächlich ionisches Verhalten aufweisen. Außerdem ist es für eine große Elektronenpopulation entlang der VI-C-Bindung bekannt. Darüber hinaus akzeptieren die Al-Atome 0,17 e vom nächsten V-Nachbarn.

Im Fall der stabilen MoxV4-xAlC3-Legierungen, bei denen Mo die VI-Atome ersetzt, stellen wir fest, dass Mo 0,23 e an jede seiner mit C gebildeten Bindungen abgibt. Dieses Verhalten setzt voraus, dass Mo im Vergleich zu V weniger Elektronen abgibt. ELF-Linienprofile Erklären Sie diesen Effekt, indem Sie eine Änderung der Bindungsnatur von ionisch zu kovalent zeigen, siehe Abb. S5. Trotzdem ändern sich die VII-C-Wechselwirkungen nicht. VII spendet weiterhin 0,25e an jeden seiner sechs C-Nachbarn (Abb. S5). Im Gegensatz zu reinem V4AlC3 spendet Al bei den Legierungen jedoch 0,55e an benachbarte Mo-Atome.

In diesem Unterabschnitt haben wir die DOS der stabilsten Legierungen analysiert. Die entsprechenden DOS für MoxV4-xAlC3 mit x = 0,5, 1, 1,5 und 2 sind in Abb. S6, SI dargestellt. In allen Fällen ist die Energiereferenz das Fermi-Niveau. Positive und negative Werte entlang der DOS-Achse entsprechen jeweils einem Aufwärts- bzw. Abwärtsspin. Wie im ursprünglichen MAX (siehe Abb. 1) zeigen die Legierungen ein metallisches Verhalten mit nichtmagnetischen Eigenschaften. Der Hauptbeitrag zur DOS um das Fermi-Niveau kommt von den V-3d-Orbitalen, gefolgt von den Mo-4d-Orbitalen, deren Beitrag zur DOS mit zunehmendem Mo-Gehalt zunimmt.

Nachdem wir die Stabilität und Bindungsnatur der MoxV4-xAlC3-Legierungen untersucht hatten, konzentrierten wir uns auf die Untersuchung der Exfoliationsenergie der sogenannten MXene. In erster Näherung berücksichtigen wir nicht das Vorhandensein funktioneller Gruppen auf der Oberfläche, um den Effekt des Mo-Gehalts im Peelingprozess zu isolieren. Wir betrachten nur die Extremfälle x = 0 und x = 2. NEB-Berechnungen wurden durchgeführt, um den minimalen Energiepfad (MEP) zu untersuchen, siehe Abb. 5a. Die Energiereferenz, der Anfangszustand (IS), ist die V-terminierte (Mo-terminierte) (0001) Oberfläche, und der Endzustand (FS) tritt auf, wenn das MXene weit genug entfernt ist, um mit der Oberfläche zu interagieren. Das MXene-Peeling ist ein endothermer Prozess; für V4AlC3 beträgt sie 0,37 eV/Å2, während für die geordnete Legierung Mo2V2AlC3 die Energie 0,35 eV/Å2 beträgt. Die Ergebnisse zeigen, dass Mo die Peeling-Energie reduziert, ein Effekt, der durch die Bader-Ladungsanalyse und ELF im vorherigen Unterabschnitt erklärt wurde.

(a) minimaler Energieweg für die Abblätterung einer Monoschicht aus V4C3- (schwarze Punkte) und Mo2V2C3-MXenen (rote Punkte), (b) Phasendiagramm für die thermodynamische Stabilität der verschiedenen MoxV4-xC3-MXene.

Wir untersuchten auch die thermodynamische Stabilität der MXene auf ähnliche Weise wie die der MAX-Verbindungen. Ihr entsprechendes Phasendiagramm ist in Abb. 5b dargestellt. Wie wir sehen können, sind die Legierungen unter V-armen und Mo-reichen Bedingungen stabil, während das reine V4C3-MXen unter V-reichen Bedingungen im gesamten Bereich von Mo-reichen bis zu Mo-mäßigen Bedingungen stabil ist. Ähnlich wie im MAX-Fall nimmt in den MXenen der Mo-Gehalt zu, wenn V-arme und Mo-reiche Bedingungen erreicht werden, bis man die doppelt geordnete Mo2V2C3-MXene-Legierung erhält. Die atomistischen Modelle der stabilen MXene sind in Abb. 6 dargestellt.

Atommodelle der stabilen MXene gemäß Abb. 5b.

Durch eine systematische Ab-initio-Bewertung untersuchten wir die thermodynamische Stabilität des MXene-Vorläufers MoxV4-xAlC3 im Bereich 0 ≤ x ≤ 4. Der Mo-Einbau führt zu einem Anstieg von a, während c bis x = 2,5 ansteigt. Oberhalb einer solchen Konzentration tritt eine leichte Kontraktion von c auf. Mo baut sich zufällig ein, erreicht jedoch eine Ordnung außerhalb der Ebene Mo2V2AlC3. Aus allen betrachteten Konzentrationen fanden wir fünf thermodynamisch stabile Verbindungen (V4AlC3, Mo0.5V3.5AlC3, MoV3AlC3, Mo1.5V2.5AlC3 und Mo2V2AlC3) bei unterschiedlichen Wachstumsbedingungen. Die Elektronenlokalisierungsfunktion zeigt, dass VC-Bindungen ionisch und Mo-C-bindungen kovalent sind. Abschließend haben wir die Exfoliationsenergie in den stabilen Grenzfällen (V4AlC3 und Mo2V2AlC3) bewertet, da die durch den Mo-Einbau induzierten Änderungen im Bindungstyp die Exfoliation von Mo2V2AlC3 begünstigen. Schließlich belegen unsere Ergebnisse, dass fünf MXene aus ihren entsprechenden MAX-Phasenlegierungen erhalten werden können.

Die während der aktuellen Studie verwendeten und/oder analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Wir danken den DGAPA-UNAM-Projekten IN101523, IA100822, IN110820 und IG200320 für teilweise finanzielle Unterstützung. Berechnungen wurden in den DGCTIC-UNAM Supercomputing Center-Projekten LANCAD-UNAM-DGTIC-422, LANCAD-UNAM-DGTIC-368 und LANCAD-UNAM-DGTIC-150 durchgeführt. JGS dankt dem LNS-BUAP-Projekt 202201042N und dem THUBAT KAAL IPICYT Supercomputing Center-Projekt TKII-JGSA001 für ihre Rechenressourcen. Wir danken E. Murillo und Aldo Rodriguez-Guerrero für ihre technische Unterstützung und wertvollen Diskussionen.

Zentrum für Nanowissenschaften und Nanotechnologie, Nationale Autonome Universität von Mexiko, Km. 107, Postfach 14. Autobahn Tijuana-Ensenada, Ensenada, Baja California, Mexiko

Ma. Guadalupe Moreno-Armenta, J. Guerrero-Sanchez, SJ Gutierrez-Ojeda und R. Ponce-Perez

Fakultät für physikalisch-mathematische Wissenschaften, Autonome Universität Nuevo León, 66451, San Nicolas de los Garza, Nuevo León, Mexiko

HN Fernandez-Escamilla

Institut für theoretische und angewandte Forschung, Duy Tan University, Ha Noi, 100000, Vietnam

DM Hoat

Fakultät für Naturwissenschaften, Duy Tan University, Da Nang, 550.000, Vietnam

DM Hoat

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Kredit-Autor-Erklärung MGM-A.: Formale Analyse, Ressourcen, schriftliche Überprüfung und Bearbeitung, Finanzierungseinwerbung, Überwachung. JG-S.: Konzeptualisierung, Methodik, Ressourcen, Rezension und Redaktion schreiben, Finanzierungsakquise. SJG-O.: Formale Analyse, Rezension schreiben und bearbeiten. HNF-E.: Formale Analyse, Rezension schreiben und bearbeiten. DMH: Formale Analyse, Rezension schreiben und redigieren. RP-P.: Konzeptualisierung, Methodik, formale Analyse, Untersuchung, Verfassen des Originalentwurfs, Visualisierung. Alle Autoren haben das Manuskript überprüft.

Korrespondenz mit Ma. Guadalupe Moreno-Armenta oder R. Ponce-Perez.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Moreno-Armenta, MG, Guerrero-Sanchez, J., Gutierrez-Ojeda, SJ et al. Theoretische Untersuchung der MXene-Vorläufer MoxV4-xAlC3 (0 ≤ x ≤ 4). Sci Rep 13, 3271 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-30443-z

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Eingegangen: 22. November 2022

Angenommen: 23. Februar 2023

Veröffentlicht: 25. Februar 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-30443-z

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