Etude théorique des précurseurs MXene MoxV4

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 3271 (2023) Citer cet article

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Par des calculs d'énergie totale selon les premiers principes, nous avons étudié la stabilité thermodynamique de la solution solide MAX MoxV4-xAlC3 dans la plage 0 ≤ x ≤ 4. Les résultats montrent que le paramètre de réseau a augmente en fonction de la teneur en Mo, tandis que le paramètre c atteint son expansion maximale à x = 2,5. Après cela, une contraction est remarquée. Mo occupe les sites VI au hasard jusqu'à ce que l'alliage Mo2V2AlC3 ordonné hors du plan soit formé. Nous avons utilisé le formalisme Defect Formation Energy (DFE) pour évaluer la stabilité thermodynamique des alliages. Les calculs montrent cinq composés stables. Dans des conditions riches en V et des conditions riches en Mo à modérées en Mo, le V4AlC3 MAX vierge est stable. Dans la région des conditions pauvres en V, des conditions de croissance riches en Mo aux conditions de croissance modérées en Mo, les solutions solides avec x = 0, 5, 1 et 1, 5 et le o-MAX Mo2V2AlC3 sont thermodynamiquement stables. Les profils de raie de la fonction de localisation des électrons et l'analyse de la charge de Bader montrent que l'interaction VC est principalement ionique, tandis que le Mo-C est covalent. De plus, l'énergie d'exfoliation pour obtenir une couche de MXène est d'environ 0,4 eV/Å2. DFE montre également que les MXènes exfoliés à partir de la phase MAX avec la même teneur en Mo et la même disposition atomique sont thermodynamiquement stables. Nos résultats permettent une compréhension plus approfondie à l'échelle atomique des preuves expérimentales précédemment rapportées.

Les composés MAX sont une famille de carbures, nitrures ou carbonitrures de métal de transition précoce en couches hexagonales de formule générale Mn+1AXn1, où M est un métal de transition précoce, A est généralement un atome du groupe 13 à 16 et X est carbone/azote, avec n = 1, 2 et 3. Selon le nombre de couches M, la notation abrégée peut être 211, 312, 413, avec n = 1, 2 ou 3, respectivement. De plus, au cours des dernières années, les composés MAX d'ordre supérieur (n > 3) ont été synthétisés avec succès, tels que Ti7SnC62, Ta6AlC53, (Ti0.5Nb0.5)5AlC44, (V0.5Cr0.5)5Al2C35 et Mo4VAlC46. Les composés MAX présentent une combinaison de propriétés métalliques et céramiques. Ils ont une conductivité électrique et thermique élevée et des propriétés tribologiques. Ils sont usinables et présentent une tolérance élevée aux dommages et une résistance aux chocs thermiques. De plus, leur résistance reste à des températures élevées7,8,9,10,11,12,13. Grâce à leurs propriétés, les composés MAX peuvent être utilisés en catalyse14,15, dans les réacteurs nucléaires16,17 et, comme revêtements protecteurs à haute température18. Les composés MAX avec Al comme élément A, tels que Ti2AlC, Cr2AlC et Ti3AlC2, sont de bons candidats pour les applications à haute température car ils offrent une résistance élevée à l'oxydation et forment une couche protectrice d'alumine (Al2O3)19,20,21. De plus, les composés MAX sont les précurseurs des MXènes bidimensionnels découverts en 201122,23.

Les Mxènes sont exfoliés de la phase précurseur MAX en gravant sélectivement l'élément A. Ils possèdent d'excellentes propriétés qui en font des matériaux adaptés à de nombreuses applications. Au cours de la dernière année, la première preuve de ferroélectricité et de multiferroïcité dans Mxenes à température ambiante a été obtenue24. Pour la production d'hydrogène par séparation de l'eau, les catalyseurs bifonctionnels Mo2TiC2 et Mo2Ti2C3 ont démontré des performances exceptionnelles en milieu alcalin25. Le Ti4C3 Mxene est une électrode pour les applications de mémoire supportées par du carbone basée sur des cadres Ti4C3/oxyde de graphène/Ti4C326, avec d'excellentes caractéristiques de rétention et d'endurance. Concernant les dispositifs de stockage d'énergie, l'alliage à double ordre Ti2Ta2C3 est une électrode efficace dans les batteries Li-ion, meilleure que le Ti4C3 Mxène vierge27,28. En outre, certains rapports suggèrent des propriétés de stockage améliorées des Mxènes en les combinant avec ZrO2, MnO2 et des dopants métalliques, tels que Ni. Dans certains cas, les matériaux modifiés peuvent doubler la capacité par rapport aux matériaux vierges. De plus, leur capacité est supérieure à 81 % jusqu'à 10 000 cycles29,30,31.

Depuis la découverte de la structure ordonnée Cr2TiAlC2 par Liu et al.32 en 2014 -Ti est pris en sandwich entre deux couches de carbure de chrome dans une structure 312-, une nouvelle sous-classe de composés MAX de formule (M, M')n+1AlXn a attiré attention grâce à leur polyvalence chimique. Au cours des dernières années, des MAX à base de Cr et de Mo ont été synthétisés avec de petites quantités de Fe ou de Mn pour améliorer leurs propriétés magnétiques33,34.

Dans le cas des composés 211 MAX, les alliages sont ordonnés dans le plan (i-MAX), où l'élément M forme des hexagones et l'élément M' est au centre. Un exemple en est l'alliage (Mo2/3Sc1/3)2AlC MAX synthétisé en 201735,36. Au cours des dernières années, le (V2/3Zr1/3)2AlC, (Cr2/3Sc1/3)2AlC, (Cr2/3Sc1/3)2GaC, (W2/3Sc1/3)2AlC, (Mn2/3Sc1/3)2GaC Les composés i-MAX ont été développés avec succès1. De plus, dans les phases 312 et 413 MAX, l'ordre hors plan est le plus courant (o-MAX). M' est placé au centre de la couche de carbure ou de nitrure, formant une coordination octaédrique avec les atomes C (N), tandis que l'élément M apparaît dans la plupart des couches exposées. Au cours des dernières années, les o-MAX Mo2TiAlC2 et Mo2TiAlC2 ont été synthétisés. Dans les deux cas, Mo occupe les couches de carbure les plus exposées et Ti se trouve dans les couches internes37,38. Ce comportement a été étudié par des calculs théoriques, démontrant que Mo évite les empilements cubiques à faces centrées (FCC) lorsqu'il est coordonné avec C car il y a une perte d'énergie lors de l'adoption de cette configuration39.

Bien que la disposition hors du plan soit la plus courante dans les métaux de transition doubles (DTM) MAX 312 et 413, la formation de solutions solides est une autre possibilité. Griseri et al.40 ont synthétisé des solutions solides de 413 MAX à base de Ta avec Hf et Nb pour former (Ta1-xHfx)4AlC3 et (Ta1-xNbx)4AlC3 avec x = 0,05, 0,1, 0,15, 0,2 et 0,25, ils ont inclus Hf dans le structure pour former des céramiques à ultra-haute température, comme précédemment prédit par les calculs DFT41,42. Qu et ses collaborateurs43, par Spark Plasma Sintering (SPS), ont obtenu la solution solide (Ti1-xZrx)3SiC2, x allant jusqu'à 0,17. Ils ont trouvé une expansion anisotrope du paramètre de cellule à mesure que la teneur en Zr augmente. Récemment, Pinto et al.44 ont synthétisé pour la première fois la solution solide MoxV4-xAlC3 avec x = 1, 1,5, 2 et 2,7. Pour des concentrations supérieures à x = 2,7, le composé obtenu n'a pas été identifié comme la phase MAX. Le modèle XRD montre l'expansion linéaire des paramètres de réseau - en fonction de la teneur en Mo - pour toute la gamme de teneur en Mo. Cependant, dans ce rapport, une caractérisation détaillée de l'arrangement atomique est encore nécessaire. Après cela, les MXènes ont été obtenus par gravure topochimique sélective. Enfin, les couches MXene ont été appliquées dans des dispositifs de stockage d'énergie, obtenant de bons résultats. Motivés par les découvertes de Pinto et al.44, dans ce travail, nous avons étudié les arrangements atomiques des solutions solides de MoxV4-xAlC3 en considérant toute la gamme de concentrations (de x = 0 à x = 2). Nos résultats montrent que Mo occupe les sites V dans un arrangement semi-ordonné jusqu'à atteindre le Mo2V2AlC3 o-MAX. Le manuscrit est organisé comme suit : la section II concerne la méthodologie de calcul, les résultats sont présentés dans la section III et les conclusions sont tirées dans la section IV.

Grâce à une évaluation informatique systématique, nous avons étudié l'alliage MAX binaire MoxV4-xAlC3 avec 0 ≤ x ≤ 4. Les calculs ont été effectués dans le cadre de la théorie fonctionnelle de la densité (DFT) périodique telle qu'implémentée dans le package de simulation ab initio de Vienne (VASP)45,46, 47,48. Les énergies d'échange-corrélation sont approximées à l'aide de l'approximation généralisée du gradient (GGA) et de la paramétrisation de Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)49. Les états électroniques sont traités comme des ondes planes avec une coupure d'énergie de 460 eV. L'approximation du noyau gelé a été utilisée par la méthode d'onde augmentée par projecteur (PAW)50,51. Les forces de Van der Waals ont été prises en compte dans les calculs utilisant la méthode DFT-D3 de Grimme52,53. L'optimisation de la géométrie est obtenue lorsque toutes les composantes de force sont inférieures à 0,01 eV/Å et les différences d'énergie inférieures à 1 × 10–4 eV. Une supercellule 3 × 3 × 1 a été envisagée pour étudier les différentes stoechiométries V : Mo. Pour échantillonner la zone de Brillouin, nous avons utilisé le schéma de k points équidistants de Monkhorst–Pack54, avec une grille de k points de 3 × 3 × 2. La méthode Climbing Image Nudged Elastic Band (CI-NEB)55,56 est utilisée pour calculer l'énergie d'exfoliation en considérant sept images intermédiaires des étapes initiales aux étapes finales.

Nous nous intéressons à l'évaluation de la stabilité thermodynamique du composé binaire MAX MoxV4-xAlC3, avec 0 ≤ x ≤ 4. Le critère d'énergie totale n'est pas suffisant car chaque relation V:Mo a un nombre différent d'atomes et d'espèces chimiques. Par conséquent, nous devons utiliser le formalisme Defect Formation Energy (DFE)57,58,59,60 qui est indépendant du nombre d'atomes dans le système et ne dépend que des potentiels chimiques des espèces constitutives. L'équilibre thermodynamique est nécessaire pour appliquer le formalisme, cela implique :

où, μi est le potentiel chimique de la ième espèce et \({\Delta H}_{{V}_{4}Al{C}_{3}}^{f}\) est l'enthalpie de formation. Le formalisme DFE peut s'écrire comme suit :

où, \({E}^{slab}\) est l'énergie totale du système en question, VUC est le volume de la cellule unitaire et ni est le nombre d'atomes de la ième espèce. V limite thermodynamique est définie par la chaleur de formation du V4AlC3 MAX avec :

de plus, la variation du potentiel chimique Mo est limitée par :

avec \({\mu }_{Mo}^{cohesive}\) comme énergie de cohésion de Mo.

Pour étudier la stabilité thermodynamique de la solution solide MoxV4-xAlC3, nous avons choisi le composé α-V4AlC3 MAX précédemment rapporté comme base des substitutions Mo. α-V4AlC3 (désormais V4AlC3) a un groupe d'espace P63/mmc avec un paramètre de réseau a = 2,92 Å et c = 22,75 Å. Les atomes V occupent 4f. (1/3, 2/3, 0,05441) et 4e (0, 0, 0,15481) sites de Wyckoff, tandis que C les 2a (0, 0, 0) et 4f. (2/3, 1/3, 0,10802) sites. De plus, Al est placé dans le site de Wyckoff 2c (1/3, 2/3, 1/4). La structure MAX calculée présente des paramètres de cellule a = 2,90 Å et c = 22,57 Å, en bon accord avec les rapports expérimentaux61. La figure 1a montre le modèle atomique V4AlC3 et sa densité d'états (DOS) respective (Fig. 1b), où la référence d'énergie est le niveau de Fermi. La structure présente des caractéristiques métalliques. Les orbitales V-3d ont les contributions les plus importantes au DOS. Chaque atome C est coordonné six fois à V. Deux types d'atomes V peuvent être distingués : VI correspond au V le plus exposé, ceux qui interagissent avec les atomes Al et C, et le VII qui n'interagit qu'avec les atomes C (voir Fig. 1). La liaison VII-C est de 2,08 Å, tandis que la distance de liaison entre le C et le VI est d'environ 1,98 Å. La fonction localisée d'électrons (ELF) est utilisée pour étudier la nature des liaisons présentes dans la phase MAX, l'isosurface avec une valeur de 0,6 au est représentée sur la figure S1 des informations supplémentaires (SI). Le profil de ligne à travers les différentes liaisons présentes dans le MAX est affiché sur la figure 1c. Les liaisons VII-C sont principalement ioniques. De plus, le VI-C présente un comportement similaire ; cependant, une grande population d'électrons apparaît au milieu de la liaison, suggérant une interaction plus forte, ce qui explique les distances de liaison. Aussi, les profils de la raie ELF montrent que la liaison VI-Al est la plus faible, avec une longueur de 2,71 Å. Il a été rapporté que dans le composé MAX, une interaction faible s'accompagne d'une interaction forte43,62. Dans notre cas, VI interagit fortement/faiblement avec C/Al, donc une délamination de la structure est possible.

(a) modèle atomistique du composé V4AlC3 MAX, (b) densité d'états totale et projetée, et (c) les profils de ligne de la fonction de localisation des électrons.

Auparavant, il a été rapporté la synthèse réussie de la solution solide MoxV4-xAlC3 MAX avec différentes stoechiométries (0 ≤ x ≤ 2,7)44. Par calculs premiers principes et thermodynamique premiers principes, nous avons évalué la stabilité de différents alliages pour toute la gamme 0 ≤ x ≤ 4. Rappelons qu'une périodicité 3 × 3 × 1 suffit à modéliser la bonne stoechiométrie pour chaque cas. Différents arrangements atomiques ont été considérés, dans lesquels Mo est placé au hasard dans les sites VI et VII. De plus, les arrangements semi-ordonnés ont été pris en compte pour évaluer leur stabilité. Le tableau 1 résume les énergies relatives des quatre premiers modèles stables considérés dans ce travail pour chacune des différentes stoechiométries. Le modèle I est la référence et la configuration la plus stable dans tous les cas. Voir les modèles atomistiques des structures dans les Figs. S2 et S3. Pour la gamme 0 ≤ x ≤ 2, nous remarquons que les substitutions Mo ont un arrangement semi-désordonné, c'est-à-dire que Mo substitue aléatoirement les sites VI (voir modèle I sur la Fig. S2) jusqu'à ce qu'ils forment le composé Mo2V2AlC3. Au second rang de la stabilité se trouvent les modèles où Mo occupe les sites VI d'une seule monocouche. Les configurations les moins stables sont celles dans lesquelles Mo substitue aléatoirement les sites VI et VII. Notez que pour le composé Mo2V2AlC3, la phase MAX adopte une structure chimiquement ordonnée hors du plan, comme Ti2Ta2C3 ou Mo2Ti2C328,37.

Pour les concentrations de Mo supérieures à x = 2, le modèle le plus stable dans chaque cas est formé par la substitution complète des sites VI et une disposition aléatoire de Mo dans les sites VII, voir les modèles I de la Fig. S3. Les modèles les moins stables sont formés par le dépôt aléatoire de Mo dans les sites VI et VII ou par des couches alternées de Mo et V le long de la direction c.

Nous avons également étudié l'évolution des paramètres de réseau en fonction de la teneur en Mo (voir Fig. 2). Les panneaux supérieur et inférieur correspondent aux paramètres de réseau a et c. Le paramètre a se développe de 2,90 Å à 3,09 Å (6,5 %), de x = 0 à x = 4, ce qui satisfait la loi de Vegard. D'autre part, le paramètre c atteint son expansion maximale (2,49 %, 23,14 Å) à x = 2,5. Après cela, le paramètre de cellule se contracte légèrement, atteignant 23,07 Å pour x = 4, ce qui viole la loi de Vegard. Ce fait peut être attribué à la grande différence d'électronégativité entre Mo et V et à la présence de liaisons covalentes, comme indiqué précédemment pour différents composés63,64. Selon les calculs, l'alliage MoxV4-xAlC3 MAX suit la loi de Vegard jusqu'à x = 2,5, démontrant que nos résultats théoriques sont en accord avec les résultats expérimentaux de Pinto et al.44.

Paramètres de cellule de l'alliage MoxV4-xAlC3 MAX en fonction de la teneur en Mo. Les panneaux supérieur et inférieur concernent respectivement les paramètres de cellule a et c.

Les changements dans les différentes liaisons présentes dans l'alliage sont étudiés. Les résultats sont répertoriés dans le tableau 2. Notez que lors de l'augmentation de la teneur en Mo dans la structure, les liaisons subissent une expansion, ce qui est un résultat attendu puisque Mo a un grand rayon atomique. Le VI-C est élargi de 1,98 Å pour le V4AlC3 à 2,00 Å pour l'alliage Mo1.5V2.5AlC3 MAX. A propos de VII-C à des concentrations de Mo inférieures à x = 2, la distance de liaison reste pratiquement inchangée puisque Mo n'occupe que les sites VI. Cependant, pour des concentrations plus élevées (x > 2), la distance de liaison augmente considérablement en raison de l'occupation des sites VII. De plus, Mo occupant des sites VI (MoI) fournit de grandes distances de liaison par rapport à VI-C. A des concentrations supérieures à x = 2, Mo occupe les sites VII (MoII). MoII génère des distances de liaison plus grandes que VII, qui augmentent lorsque la teneur en Mo passe de 2,13 Å dans Mo2.5V1.5AlC3 à 2,19 dans Mo4AlC3.

Nous avons utilisé le formalisme DFE décrit dans la section méthodologie pour étudier la stabilité thermodynamique des différents alliages. Nous n'avons considéré que la configuration la plus stable pour chaque teneur en Mo selon le tableau 1. Nous varions le potentiel chimique des conditions riches en V aux conditions pauvres en V et des conditions riches en Mo aux conditions modérées en Mo pour évaluer la stabilité thermodynamique des alliages MAX. Nous ne considérons pas les conditions pauvres en Mo puisque la phase MAX primitive est la seule stable dans cette région de potentiel chimique. La figure S4 montre le tracé 3D, où chaque plan représente un alliage différent. Selon notre formalisme, les modèles les plus stables représentent les valeurs d'énergie les plus faibles. Bien que la représentation 3D aide à distinguer les modèles stables, il est difficile de différencier les régions de potentiel chimique où les modèles sont stables. Nous projetons le tracé 3D dans un diagramme de phase 2D avec des limites de croissance bien définies pour résoudre ce problème. La figure 3 affiche le diagramme de phase de la solution solide MoxV4-xAlC3 MAX. Dans des conditions riches en V et modérées en Mo, le composé V4AlC3 vierge est le modèle le plus stable (surface violette). Notez que le dopage Mo est effectué dans la région allant des conditions V-modérées aux conditions V-pauvres et des conditions Mo-modérées aux conditions Mo-riches. Nos calculs montrent quatre alliages MoxV4-xAlC3 stables et différents (avec x = 0,5, 1, 1,5 et 2). De plus, on remarque que lorsque le μV tend vers des conditions pauvres en V et que le μMo se déplace vers des conditions riches en Mo, la teneur en Mo augmente jusqu'à atteindre l'alliage à double ordre V2Mo2AlC3. Les modèles atomistiques des modèles les plus stables sont présentés à la Fig. 4. Notre analyse DFE est en accord avec les résultats expérimentaux rapportés par Pinto et al.44. Cependant, ils ont réussi à obtenir l'alliage Mo2.7V1.3AlC3 en désaccord avec nos résultats. Une explication possible est que l'alliage mentionné ci-dessus peut être obtenu en raison d'effets de bordure - non pris en compte dans notre étude - dans lesquels les sites VII ne sont pas dans un empilement FCC, générant un gain d'énergie lorsque Mo occupe ces sites.

Diagramme de phase correspondant de l'alliage MAX MoxV4-xAlC3.

Modèles atomistiques pour les cinq alliages MAX stables selon le formalisme DFE. Nous montrons les modèles lorsque la teneur en Mo augmente de gauche à droite.

Dans cette section, nous effectuons une analyse de charge Bader en combinaison avec des profils de ligne ELF pour étudier la nature des interactions de liaison dans les systèmes stables. Notez à partir des profils de ligne que ELF tend vers zéro lorsqu'il atteint le noyau des atomes en raison de l'utilisation de pseudopotentiels. L'analyse Bader du V4AlC3 MAX vierge montre que les atomes VII donnent 0,25e à chacun de ses six voisins C. les atomes VI cèdent 0,28e à leurs atomes C voisins; ce changement met en évidence une interaction plus forte dans VI-C que dans VII-C. Cet effet est observé dans le profil de la raie ELF (voir Fig. 1c), où l'on remarque que les deux liaisons présentent un comportement principalement ionique. En outre, il est connu pour une importante population d'électrons le long de la liaison VI-C. De plus, les atomes d'Al acceptent 0,17e du V plus proche voisin.

Dans le cas des alliages stables MoxV4-xAlC3, où Mo se substitue aux atomes VI, on remarque que Mo cède 0,23e à chacune de ses liaisons formées avec C. Ce comportement suppose que Mo cède moins d'électrons par rapport à V. Profils des raies ELF expliquer cet effet montrant un changement de nature de liaison d'ionique à covalente, voir Fig. S5. Malgré cela, les interactions VII-C ne changent pas. VII reste à donner 0,25e à chacun de ses six voisins C (Fig. S5). Cependant, contrairement au V4AlC3 vierge, Al cède 0,55e aux atomes de Mo voisins dans le cas des alliages.

Dans cette sous-section, nous avons analysé le DOS des alliages les plus stables. Les DOS correspondants pour MoxV4-xAlC3 avec x = 0,5, 1, 1,5 et 2 sont représentés sur la Fig. S6, SI. Dans tous les cas, la référence énergétique est le niveau de Fermi. Les valeurs positives et négatives le long de l'axe DOS correspondent respectivement à la rotation vers le haut et vers le bas. Comme dans le MAX vierge (voir Fig. 1), les alliages présentent un comportement métallique avec des caractéristiques non magnétiques. La principale contribution au DOS autour du niveau de Fermi provient des orbitales V-3d, suivies des orbitales Mo-4d, qui augmentent leur contribution au DOS à mesure que la teneur en Mo augmente.

Une fois que nous avons étudié la stabilité et la nature de la liaison des alliages MoxV4-xAlC3, nous nous sommes concentrés sur l'étude de l'énergie d'exfoliation des soi-disant MXènes. En première approximation, nous ne considérons pas la présence de groupes fonctionnels sur la surface pour isoler l'effet de la teneur en Mo dans le processus d'exfoliation. Nous ne considérons que les cas extrêmes, x = 0 et x = 2. Des calculs NEB ont été effectués pour étudier la voie d'énergie minimale (MEP), voir Fig. 5a. La référence d'énergie, l'état initial (IS), est la surface terminée en V (terminée en Mo) (0001), et l'état final (FS) se produit lorsque le MXene est suffisamment éloigné pour interagir avec la surface. L'exfoliation MXene est un processus endothermique ; pour le V4AlC3 est de 0,37 eV/Å2, tandis que pour l'alliage commandé, Mo2V2AlC3, l'énergie est de 0,35 eV/Å2. Les résultats démontrent que Mo réduit l'énergie d'exfoliation, un effet expliqué par l'analyse de charge Bader et ELF dans la sous-section précédente.

(a) voie d'énergie minimale pour l'exfoliation d'une monocouche de MXènes V4C3 (points noirs) et Mo2V2C3 (points rouges), (b) diagramme de phase de la stabilité thermodynamique des différents MXènes MoxV4-xC3.

Nous avons également étudié la stabilité thermodynamique des MXènes de la même manière que les composés MAX. Leur diagramme de phase correspondant est représenté sur la figure 5b. Comme nous pouvons le voir, les alliages sont stables dans des conditions pauvres en V et riches en Mo, tandis que le MXène V4C3 vierge est stable dans des conditions riches en V dans toute la région allant des conditions riches en Mo aux conditions modérées en Mo. De même, dans le cas MAX, dans les MXènes, la teneur en Mo augmente en atteignant des conditions pauvres en V et riches en Mo jusqu'à l'obtention de l'alliage Mo2V2C3 MXène à double ordre. Les modèles atomistiques des MXènes stables sont représentés à la Fig. 6.

Modèles atomiques des MXènes stables selon la Fig. 5b.

Grâce à une évaluation ab-initio systématique, nous avons étudié la stabilité thermodynamique du précurseur MXène MoxV4-xAlC3 dans la plage 0 ≤ x ≤ 4. L'incorporation de Mo génère une augmentation de a, tandis que c se dilate jusqu'à x = 2,5. Au-dessus d'une telle concentration, une légère contraction de c apparaît. Mo s'incorpore de manière aléatoire, cependant, il atteint un ordre dans le Mo2V2AlC3 hors du plan. De toutes les concentrations considérées, nous avons trouvé cinq composés thermodynamiquement stables (V4AlC3, Mo0.5V3.5AlC3, MoV3AlC3, Mo1.5V2.5AlC3 et Mo2V2AlC3) dans différentes conditions de croissance. La fonction de localisation des électrons montre que les liaisons VC sont ioniques alors que Mo-C est covalente. Enfin, nous avons évalué l'énergie d'exfoliation dans les cas stables limites (V4AlC3 et Mo2V2AlC3), puisque les changements de type de liaison induits par l'incorporation de Mo, l'exfoliation du Mo2V2AlC3 est plus favorable. Enfin, nos résultats montrent que cinq MXènes peuvent être obtenus à partir de leurs homologues en phase MAX.

Les ensembles de données utilisés et/ou analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

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Nous remercions les projets DGAPA-UNAM IN101523, IA100822, IN110820 et IG200320 pour un soutien financier partiel. Les calculs ont été effectués dans les projets DGCTIC-UNAM Supercomputing Center, LANCAD-UNAM-DGTIC-422, LANCAD-UNAM-DGTIC-368 et LANCAD-UNAM-DGTIC-150. JGS reconnaît le projet LNS-BUAP 202201042N et le projet de centre de supercalcul THUBAT KAAL IPICYT TKII-JGSA001 pour leurs ressources informatiques. Nous remercions E. Murillo et Aldo Rodriguez-Guerrero pour leur soutien technique et leurs précieuses discussions.

Centre de nanosciences et de nanotechnologie, Université nationale autonome du Mexique, Km. 107, boîte postale 14. Autoroute Tijuana-Ensenada, Ensenada, Baja California, Mexique

Maman. Guadalupe Moreno-Armenta, J. Guerrero-Sanchez, SJ Gutierrez-Ojeda & R. Ponce-Perez

Faculté des sciences physiques et mathématiques, Université autonome de Nuevo León, 66451, San Nicolas de los Garza, Nuevo León, Mexique

HN Fernández-Escamilla

Institut de recherche théorique et appliquée, Université Duy Tan, Ha Noi, 100000, Vietnam

DM Hot

Faculté des sciences naturelles, Université Duy Tan, Da Nang, 550 000, Vietnam

DM Hot

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Mention de l'auteur du crédit MGM-A. : Analyse formelle, ressources, révision de la rédaction et édition, acquisition de financement, supervision. JG-S. : conceptualisation, méthodologie, ressources, rédaction, révision et édition, acquisition de financement. SJG-O. : Analyse formelle, révision de la rédaction et édition. HNF-E. : Analyse formelle, révision de la rédaction et édition. DMH : analyse formelle, révision de la rédaction et édition. RP-P. : conceptualisation, méthodologie, analyse formelle, investigation, rédaction d'un projet original, visualisation. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance à Ma. Guadalupe Moreno-Armenta ou R. Ponce-Perez.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Moreno-Armenta, MG, Guerrero-Sanchez, J, Gutierrez-Ojeda, SJ et al. Étude théorique des précurseurs du MXène MoxV4-xAlC3 (0 ≤ x ≤ 4). Sci Rep 13, 3271 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-30443-z

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Reçu : 22 novembre 2022

Accepté : 23 février 2023

Publié: 25 février 2023

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

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