Investigación teórica de los precursores MXene MoxV4

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 3271 (2023) Citar este artículo

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Mediante cálculos de energía total de primeros principios, investigamos la estabilidad termodinámica de la solución sólida MAX MoxV4-xAlC3 en el rango 0 ≤ x ≤ 4. Los resultados evidencian que el parámetro de red a aumenta en función del contenido de Mo, mientras que el parámetro c alcanza su máxima expansión en x = 2,5. Después de eso, se nota una contracción. Mo ocupa sitios VI aleatoriamente hasta que se forma la aleación Mo2V2AlC3 ordenada fuera del plano. Empleamos el formalismo de energía de formación de defectos (DFE) para evaluar la estabilidad termodinámica de las aleaciones. Los cálculos muestran cinco compuestos estables. En condiciones ricas en V y desde condiciones ricas en Mo hasta condiciones moderadas de Mo, el V4AlC3 MAX prístino es estable. En la región de condiciones pobres en V, desde condiciones de crecimiento ricas en Mo hasta moderadas en Mo, las soluciones sólidas con x = 0.5, 1 y 1.5 y el o-MAX Mo2V2AlC3 son termodinámicamente estables. Los perfiles de línea de la función de localización de electrones y el análisis de carga de Bader muestran que la interacción VC es principalmente iónica, mientras que Mo-C es covalente. Además, la energía de exfoliación para obtener una capa de MXene es de ~ 0,4 eV/Å2. DFE también muestra que los MXenes exfoliados de la fase MAX con el mismo contenido de Mo y disposición atómica son termodinámicamente estables. Nuestros resultados obtienen una comprensión más profunda a escala atómica de la evidencia experimental informada anteriormente.

Los compuestos MAX son una familia de carburos, nitruros o carbonitruros de metales de transición temprana en capas hexagonales con fórmula general Mn+1AXn1, donde M es un metal de transición temprana, A es típicamente un átomo del grupo 13 a 16, y X es carbono/nitrógeno, con n = 1, 2 y 3. Dependiendo del número de M capas, la notación abreviada puede ser 211, 312, 413, con n = 1, 2 o 3, respectivamente. Además, en los últimos años se han sintetizado con éxito compuestos MAX de orden superior (n > 3), como Ti7SnC62, Ta6AlC53, (Ti0.5Nb0.5)5AlC44, (V0.5Cr0.5)5Al2C35 y Mo4VAlC46. Los compuestos MAX exhiben una combinación de propiedades metálicas y cerámicas. Tienen una alta conductividad eléctrica y térmica y propiedades tribológicas. Son mecanizables y presentan alta tolerancia al daño y resistencia al choque térmico. Además, su resistencia se mantiene a altas temperaturas7,8,9,10,11,12,13. Gracias a sus propiedades, los compuestos MAX pueden emplearse en catálisis14,15, en reactores nucleares16,17 y, como recubrimientos protectores de alta temperatura18. Los compuestos MAX con Al como elemento A, como Ti2AlC, Cr2AlC y Ti3AlC2, son buenos candidatos para aplicaciones de alta temperatura ya que proporcionan una alta resistencia a la oxidación y forman una capa protectora de alúmina (Al2O3)19,20,21. Además, los compuestos MAX son los precursores de los MXenes bidimensionales descubiertos en 201122,23.

Los Mxenes se exfolian de la fase precursora MAX grabando selectivamente el elemento A. Poseen excelentes propiedades que los convierten en materiales adecuados para muchas aplicaciones. El año pasado se obtuvo la primera evidencia de ferroelectricidad y multiferroicidad en Mxenes a temperatura ambiente24. Para la producción de hidrógeno a través de la división del agua, los catalizadores bifuncionales Mo2TiC2 y Mo2Ti2C3 han demostrado un rendimiento excepcional en medios alcalinos25. El Ti4C3 Mxene es un electrodo para aplicaciones de memoria con soporte de carbono basado en estructuras26 de Ti4C3/óxido de grafeno/Ti4C3, con excelentes características de retención y resistencia. En cuanto a los dispositivos de almacenamiento de energía, la aleación de doble orden Ti2Ta2C3 es un electrodo eficiente en las baterías de iones de litio, mejor que el prístino Ti4C3 Mxene27,28. Además, algunos informes sugieren propiedades de almacenamiento mejoradas de los Mxenes al combinarlos con ZrO2, MnO2 y dopantes metálicos, como Ni. En algunos casos, los materiales modificados pueden duplicar la capacitancia en comparación con los materiales originales. Además, su capacitancia es superior al 81% hasta 10.000 ciclos29,30,31.

Desde el descubrimiento de la estructura ordenada Cr2TiAlC2 por Liu et al.32 en 2014 -Ti está intercalado entre dos capas de carburo de cromo en una estructura 312-, una nueva subclase de compuestos MAX con fórmula (M, M')n+1AlXn ha atraído atención gracias a su versatilidad química. En los últimos años se han sintetizado MAX basados en Cr y Mo con pequeñas cantidades de Fe o Mn para mejorar sus propiedades magnéticas33,34.

En el caso de los compuestos 211 MAX, las aleaciones están ordenadas en el plano (i-MAX), donde el elemento M forma hexágonos y el elemento M' está en el centro. Un ejemplo de ello es la aleación (Mo2/3Sc1/3)2AlC MAX sintetizada en 201735,36. En los últimos años, el (V2/3Zr1/3)2AlC, (Cr2/3Sc1/3)2AlC, (Cr2/3Sc1/3)2GaC, (W2/3Sc1/3)2AlC, (Mn2/3Sc1/3)2GaC Los compuestos i-MAX han tenido un crecimiento exitoso1. Además, en las fases 312 y 413 MAX, la ordenación fuera del plano es la más común (o-MAX). M' se coloca en el centro de la capa de carburo o nitruro, formando una coordinación octaédrica con los átomos de C (N), mientras que el elemento M aparece en la mayoría de las capas expuestas. En los últimos años se han sintetizado los o-MAX Mo2TiAlC2 y Mo2TiAlC2. En ambos casos, Mo ocupa las capas de carburo más expuestas y Ti en las capas internas37,38. Este comportamiento ha sido investigado mediante cálculos teóricos, demostrando que Mo evita los apilamientos cúbicos centrados en las caras (FCC) cuando se coordina con C ya que hay pérdida de energía al adoptar esta configuración39.

Aunque la disposición fuera del plano es la más común en los metales de transición doble (DTM) MAX 312 y 413, la formación de soluciones sólidas es otra posibilidad. Griseri et al.40 sintetizaron soluciones sólidas 413 MAX a base de Ta con Hf y Nb para formar (Ta1-xHfx)4AlC3 y (Ta1-xNbx)4AlC3 con x = 0.05, 0.1, 0.15, 0.2 y 0.25, incluyeron Hf en el estructura para formar cerámicas de ultra alta temperatura, como lo predijeron previamente los cálculos DFT41,42. Qu y colaboradores43, de Spark Plasma Sintering (SPS), obtuvieron la solución sólida de (Ti1-xZrx)3SiC2, con un valor de x de hasta 0,17. Encontraron una expansión anisotrópica del parámetro de la celda a medida que aumenta el contenido de Zr. Recientemente, Pinto et al.44 sintetizaron por primera vez la solución sólida MoxV4-xAlC3 con x = 1, 1.5, 2 y 2.7. Para concentraciones superiores a x = 2,7, el compuesto obtenido no se identificó como la fase MAX. El patrón XRD muestra la expansión lineal de los parámetros de red -en función del contenido de Mo- para todo el rango de contenido de Mo. Sin embargo, en este informe, aún se necesita una caracterización detallada de la disposición atómica. Después de eso, se obtuvieron MXenes mediante grabado topoquímico selectivo. Finalmente, las capas de MXene se aplicaron en dispositivos de almacenamiento de energía, obteniendo buenos resultados. Motivados por los hallazgos de Pinto et al.44, en este trabajo investigamos los arreglos atómicos de las soluciones sólidas de MoxV4-xAlC3 considerando todo el rango de concentraciones (desde x = 0 hasta x = 2). Nuestros resultados muestran que Mo ocupa V sitios en un arreglo semi-ordenado hasta alcanzar el Mo2V2AlC3 o-MAX. El manuscrito está organizado de la siguiente manera: la sección II es para la metodología computacional, los resultados se presentan en la sección III y las conclusiones se realizan en la sección IV.

A través de una evaluación computacional sistemática, investigamos la aleación MAX binaria MoxV4-xAlC3 con 0 ≤ x ≤ 4. Los cálculos se realizaron dentro de la Teoría funcional de la densidad (DFT) periódica tal como se implementó en el Paquete de simulación Vienna Ab initio (VASP)45,46, 47,48. Las energías de correlación de intercambio se aproximan utilizando la aproximación de gradiente generalizado (GGA) y la parametrización de Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)49. Los estados electrónicos se tratan como ondas planas con un corte de energía de 460 eV. La aproximación de núcleo congelado se ha empleado a través del método de onda aumentada por proyector (PAW)50,51. Las fuerzas de Van der Waals fueron consideradas en los cálculos empleando el método DFT-D3 de Grimme52,53. La optimización de la geometría se logra cuando todos los componentes de la fuerza son inferiores a 0,01 eV/Å y las diferencias de energía son inferiores a 1 × 10–4 eV. Se ha considerado una supercélula de 3 × 3 × 1 para investigar las diferentes estequiometrías V:Mo. Para muestrear la zona de Brillouin, utilizamos el esquema de puntos k igualmente espaciados de Monkhorst–Pack54, con una cuadrícula de puntos k de 3 × 3 × 2. Se emplea el método de banda elástica de escalada de imagen (CI-NEB)55,56 para calcular la energía de exfoliación, considerando siete imágenes intermedias desde la etapa inicial hasta la final.

Nos interesa evaluar la estabilidad termodinámica del compuesto binario MAX MoxV4-xAlC3, con 0 ≤ x ≤ 4. El criterio de energía total no es suficiente ya que cada relación V:Mo tiene diferente número de átomos y especies químicas. Por lo tanto, debemos emplear el formalismo DFE (Defect Formation Energy)57,58,59,60 que es independiente del número de átomos en el sistema y solo depende de los potenciales químicos de las especies constituyentes. Se requiere equilibrio termodinámico para aplicar el formalismo, esto implica:

donde, μi es el potencial químico de la i-ésima especie y \({\Delta H}_{{V}_{4}Al{C}_{3}}^{f}\) es la entalpía de formación. El formalismo DFE se puede escribir de la siguiente manera:

donde, \({E}^{slab}\) es la energía total del sistema en cuestión, VUC es el volumen de la celda unitaria y ni es el número de átomos de la i-ésima especie. El límite termodinámico V está definido por el calor de formación del V4AlC3 MAX con:

además, la variación del potencial químico del Mo está limitada por:

con \({\mu }_{Mo}^{cohesivo}\) como la energía cohesiva de Mo.

Para investigar la estabilidad termodinámica de la solución sólida MoxV4-xAlC3, elegimos el compuesto61 α-V4AlC3 MAX informado anteriormente como base para las sustituciones de Mo. α-V4AlC3 (a partir de ahora V4AlC3) tiene un grupo espacial P63/mmc con un parámetro de red a = 2,92 Å yc = 22,75 Å. Los átomos V ocupan 4f. (1/3, 2/3, 0.05441) y 4e (0, 0, 0.15481) sitios de Wyckoff, mientras que C el 2a (0, 0, 0) y 4f. (2/3, 1/3, 0.10802) sitios. Además, Al se coloca en el sitio de Wyckoff 2c (1/3, 2/3, 1/4). La estructura MAX calculada exhibe parámetros de celda a = 2,90 Å yc = 22,57 Å, en buen acuerdo con los informes experimentales61. La Figura 1a muestra el modelo atómico V4AlC3 y su respectiva Densidad de Estados (DOS) (Fig. 1b), donde la energía de referencia es el nivel de Fermi. La estructura representa características metálicas. Los orbitales V-3d tienen las contribuciones más importantes al DOS. Cada átomo de C está sextuplemente coordinado con V. Se pueden distinguir dos tipos de átomos de V: VI corresponde a los V más expuestos, los que interactúan con los átomos de Al y C, y los VII que solo interactúan con los átomos de C (ver Fig. 1). El enlace VII-C es de 2,08 Å, mientras que la distancia de enlace entre el C y el VI es ~ 1,98 Å. La función localizada de electrones (ELF) se emplea para investigar la naturaleza de los enlaces presentes en la fase MAX, la isosuperficie con un valor de 0.6 au se muestra en la Fig. S1 de la Información complementaria (SI). El perfil de la línea a través de los diferentes enlaces presentes en el MAX se muestra en la Fig. 1c. Los enlaces VII-C son principalmente iónicos. Además, el VI-C muestra un comportamiento similar; sin embargo, aparece una gran población de electrones en medio del enlace, lo que sugiere una interacción más fuerte, lo que explica las distancias de enlace. Además, los perfiles de la línea ELF muestran que el enlace VI-Al es el más débil, con una longitud de 2,71 Å. Se ha informado que en el compuesto MAX, una interacción débil se acompaña de una interacción fuerte43,62. En nuestro caso, VI interactúa fuerte/débilmente con C/Al, por lo que es posible la delaminación de la estructura.

(a) modelo atomístico del compuesto V4AlC3 MAX, (b) densidad total y proyectada de estados, y (c) los perfiles de línea de la función de localización de electrones.

Previamente, se ha reportado la síntesis exitosa de la solución sólida MoxV4-xAlC3 MAX con diferentes estequiometrías (0 ≤ x ≤ 2.7)44. Mediante cálculos de primeros principios y termodinámica de primeros principios, evaluamos la estabilidad de diferentes aleaciones para todo el rango 0 ≤ x ≤ 4. Recuerde que una periodicidad de 3 × 3 × 1 es suficiente para modelar la estequiometría correcta para cada caso. Se consideraron diferentes arreglos atómicos, en los que el Mo se coloca aleatoriamente en los sitios VI y VII. Además, se contabilizaron arreglos semi-ordenados para evaluar su estabilidad. La Tabla 1 resume las energías relativas de los primeros cuatro modelos estables considerados en este trabajo para cada una de las diferentes estequiometrías. El modelo I es la referencia y la configuración más estable en todos los casos. Véanse los modelos atomísticos de las estructuras en las Figs. S2 y S3. Para el rango 0 ≤ x ≤ 2, notamos que las sustituciones de Mo tienen un arreglo semi-desordenado, es decir, Mo sustituye aleatoriamente los sitios VI (ver modelo I en la Fig. S2) hasta que forman el compuesto Mo2V2AlC3. En segundo lugar de estabilidad están los modelos donde Mo ocupa sitios VI de una sola monocapa. Las configuraciones menos estables son aquellas en las que Mo sustituye aleatoriamente los sitios VI y VII. Tenga en cuenta que para el compuesto Mo2V2AlC3, la fase MAX adopta una estructura ordenada químicamente fuera del plano, como Ti2Ta2C3 o Mo2Ti2C328,37.

Para concentraciones de Mo mayores que x = 2, el modelo más estable en cada caso está formado por la sustitución total de los sitios VI y una disposición aleatoria de Mo en los sitios VII, consulte los modelos I en la Fig. S3. Los modelos menos estables están formados por la deposición aleatoria de Mo en los sitios VI y VII o por capas alternas de Mo y V a lo largo de la dirección c.

También investigamos la evolución del parámetro de red frente al contenido de Mo (ver Fig. 2). Los paneles superior e inferior corresponden a los parámetros de celosía a y c. El parámetro a se expande de 2,90 Å a 3,09 Å (6,5%), de x = 0 a x = 4, lo que cumple la ley de Vegard. Por otro lado, el parámetro c alcanza su máxima expansión (2,49%, 23,14 Å) en x = 2,5. Después de eso, el parámetro de la celda se contrae ligeramente, alcanzando 23,07 Å para x = 4, lo que viola la ley de Vegard. Este hecho se puede atribuir a la gran diferencia de electronegatividad entre Mo y V y la presencia de enlaces covalentes, como se informó previamente para diferentes compuestos63,64. Según los cálculos, la aleación MoxV4-xAlC3 MAX sigue la ley de Vegard hasta x = 2,5, lo que demuestra que nuestros resultados teóricos concuerdan con los hallazgos experimentales de Pinto et al.44.

Parámetros de celda de la aleación MoxV4-xAlC3 MAX en función del contenido de Mo. Los paneles superior e inferior son para los parámetros de celda a y c, respectivamente.

Se investigan los cambios en los diferentes enlaces presentes en la aleación. Los resultados se listan en la Tabla 2. Nótese que al aumentar el contenido de Mo en la estructura, los enlaces sufren una expansión, lo cual es un resultado esperado ya que el Mo tiene un radio atómico grande. El VI-C se expande de 1,98 Å para la aleación V4AlC3 a 2,00 Å para la aleación Mo1.5V2.5AlC3 MAX. Sobre VII-C a concentraciones de Mo inferiores a x = 2, la distancia de enlace permanece prácticamente inalterada ya que el Mo sólo ocupa sitios VI. Sin embargo, para concentraciones más altas (x > 2), la distancia de enlace aumenta considerablemente debido a la ocupación de los sitios VII. Además, el Mo que ocupa los sitios VI (MoI) proporciona grandes distancias de enlace en comparación con VI-C. En concentraciones superiores a x = 2, Mo ocupa sitios VII (MoII). MoII genera mayores distancias de enlace que VII, que aumenta a medida que el contenido de Mo pasa de 2,13 Å en Mo2.5V1.5AlC3 a 2,19 en Mo4AlC3.

Empleamos el formalismo DFE descrito en la sección de metodología para investigar la estabilidad termodinámica de las diferentes aleaciones. Solo consideramos la configuración más estable para cada contenido de Mo de acuerdo con la Tabla 1. Variamos el potencial químico de condiciones ricas en V a pobres en V y de condiciones ricas en Mo a moderadas para evaluar la estabilidad termodinámica de las aleaciones MAX. No consideramos condiciones pobres en Mo ya que la fase MAX prístina es la única estable en esa región de potencial químico. La figura S4 muestra el gráfico 3D, donde cada plano representa una aleación diferente. Según nuestro formalismo, los modelos más estables representan los valores de energía más bajos. Aunque la representación 3D ayuda a distinguir los modelos estables, es difícil diferenciar las regiones de potencial químico donde los modelos son estables. Proyectamos la trama 3D en un diagrama de fase 2D con límites de crecimiento bien definidos para resolver este problema. La figura 3 muestra el diagrama de fase de la solución sólida MoxV4-xAlC3 MAX. En condiciones ricas en V y moderadas en Mo, el compuesto prístino V4AlC3 es el modelo más estable (superficie púrpura). Tenga en cuenta que el dopaje de Mo se lleva a cabo en la región de condiciones V-moderadas a V-pobres y de condiciones Mo-moderadas a Mo-ricas. Nuestros cálculos muestran cuatro aleaciones estables y diferentes de MoxV4-xAlC3 (con x = 0,5, 1, 1,5 y 2). Además, se observa que a medida que los μV tienden a ser pobres en V y los μMo se mueven a condiciones ricas en Mo, el contenido de Mo aumenta hasta alcanzar la aleación de doble orden V2Mo2AlC3. Los modelos atomísticos de los modelos más estables se muestran en la Fig. 4. Nuestro análisis DFE concuerda con los resultados experimentales informados por Pinto et al.44. Sin embargo, obtuvieron con éxito la aleación Mo2.7V1.3AlC3 en desacuerdo con nuestros hallazgos. Una posible explicación es que la aleación mencionada anteriormente puede obtenerse por efectos de borde -no considerados en nuestro estudio- en los que los sitios VII no están en un apilamiento FCC, generando una ganancia de energía cuando el Mo ocupa esos sitios.

Diagrama de fase correspondiente de la aleación MAX MoxV4-xAlC3.

Modelos atomísticos para las cinco aleaciones MAX estables según el formalismo DFE. Mostramos los modelos a medida que aumenta el contenido de Mo de izquierda a derecha.

En esta sección, realizamos un análisis de carga de Bader en combinación con perfiles de línea ELF para investigar la naturaleza de las interacciones de enlace en los sistemas estables. Tenga en cuenta en los perfiles de línea que ELF tiende a cero cuando llega al núcleo de los átomos debido al uso de pseudopotenciales. El análisis de Bader del prístino V4AlC3 MAX muestra que los átomos VII donan 0.25e a cada uno de sus seis vecinos C. los átomos VI donan 0.28e a sus átomos C vecinos; este cambio evidencia una interacción más fuerte en VI-C que en VII-C. Este efecto se ve en el perfil de la línea ELF (ver Fig. 1c), donde se observa que ambos enlaces exhiben un comportamiento principalmente iónico. Además, es notorio por una gran población de electrones a lo largo del enlace VI-C. Además, los átomos de Al aceptan 0.17e del vecino V más cercano.

En el caso de las aleaciones estables MoxV4-xAlC3, donde Mo sustituye a los átomos VI, observamos que Mo dona 0,23e a cada uno de sus enlaces formados con C. Este comportamiento supone que Mo dona menos electrones en comparación con V. Perfiles de línea ELF explique este efecto mostrando un cambio en la naturaleza del enlace de iónico a covalente, vea la Fig. S5. A pesar de esto, las interacciones VII-C no cambian. VII sigue donando 0,25e a cada uno de sus seis vecinos C (Fig. S5). Sin embargo, a diferencia del V4AlC3 prístino, el Al dona 0.55e a los átomos de Mo vecinos en el caso de las aleaciones.

En esta subsección, analizamos el DOS de las aleaciones más estables. Los DOS correspondientes para MoxV4-xAlC3 con x = 0.5, 1, 1.5 y 2 se representan en la Fig. S6, SI. En todos los casos, la referencia energética es el nivel de Fermi. Los valores positivos y negativos a lo largo del eje DOS se corresponden con el giro hacia arriba y hacia abajo, respectivamente. Como en el MAX prístino (ver Fig. 1), las aleaciones exhiben un comportamiento metálico con características no magnéticas. La principal contribución al DOS alrededor del nivel de Fermi proviene de los orbitales V-3d, seguidos por los orbitales Mo-4d, que aumentan su contribución al DOS a medida que aumenta el contenido de Mo.

Una vez que estudiamos la estabilidad y la naturaleza de enlace de las aleaciones MoxV4-xAlC3, nos enfocamos en investigar la energía de exfoliación de los llamados MXenes. Como primera aproximación, no consideramos la presencia de grupos funcionales en la superficie para aislar el efecto del contenido de Mo en el proceso de exfoliación. Solo consideramos los casos extremos, x = 0 y x = 2. Se han realizado cálculos NEB para investigar la vía de energía mínima (MEP), consulte la Fig. 5a. La referencia de energía, estado inicial (IS), es la superficie terminada en V (terminada en Mo) (0001), y el estado final (FS) ocurre cuando el MXene está lo suficientemente lejos como para interactuar con la superficie. La exfoliación MXene es un proceso endotérmico; para el V4AlC3 es de 0,37 eV/Å2, mientras que para la aleación solicitada, Mo2V2AlC3, la energía es de 0,35 eV/Å2. Los resultados demuestran que Mo reduce la energía de exfoliación, un efecto explicado a través del análisis de carga de Bader y ELF en la subsección anterior.

(a) ruta de energía mínima para la exfoliación de una monocapa de MXenes V4C3 (puntos negros) y Mo2V2C3 (puntos rojos), (b) diagrama de fase para la estabilidad termodinámica de los diferentes MXenes MoxV4-xC3.

También investigamos la estabilidad termodinámica de los MXenes de manera similar a los compuestos MAX. Su diagrama de fase correspondiente se muestra en la Fig. 5b. Como podemos ver, las aleaciones son estables en condiciones pobres en V y ricas en Mo, mientras que el prístino V4C3 MXene es estable en condiciones ricas en V en toda la región, desde condiciones ricas en Mo hasta condiciones moderadas en Mo. De manera similar al caso MAX, en los MXenes, el contenido de Mo aumenta a medida que se alcanzan condiciones pobres en V y ricas en Mo hasta obtener la aleación Mo2V2C3 MXene de doble orden. Los modelos atomísticos de los MXenes estables se representan en la Fig. 6.

Modelos atómicos de los MXenes estables según la Fig. 5b.

A través de una evaluación ab-initio sistemática, investigamos la estabilidad termodinámica del precursor MXene MoxV4-xAlC3 en el rango 0 ≤ x ≤ 4. La incorporación de Mo genera un aumento en a, mientras que c se expande hasta x = 2.5. Por encima de tal concentración, aparece una ligera contracción en c. El Mo se incorpora de manera aleatoria, sin embargo, logra un orden en el Mo2V2AlC3 fuera del plano. De todas las concentraciones consideradas, encontramos cinco compuestos termodinámicamente estables (V4AlC3, Mo0.5V3.5AlC3, MoV3AlC3, Mo1.5V2.5AlC3 y Mo2V2AlC3) en diferentes condiciones de crecimiento. La función de localización de electrones muestra que los enlaces VC son iónicos mientras que Mo-C es covalente. Finalmente, evaluamos la energía de exfoliación en los casos estables limitantes (V4AlC3 y Mo2V2AlC3), dado que los cambios en el tipo de enlace inducidos por la incorporación de Mo, la exfoliación del Mo2V2AlC3 es más favorable. Finalmente, nuestros resultados evidencian que se pueden obtener cinco MXenes a partir de sus aleaciones de fase MAX equivalentes.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente a pedido razonable.

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Agradecemos a los proyectos IN101523, IA100822, IN110820 e IG200320 de la DGAPA-UNAM por el apoyo financiero parcial. Se realizaron cálculos en los proyectos del Centro de Supercomputación DGCTIC-UNAM, LANCAD-UNAM-DGTIC-422, LANCAD-UNAM-DGTIC-368 y LANCAD-UNAM-DGTIC-150. JGS reconoce el proyecto LNS-BUAP 202201042N y el proyecto de centro de supercomputación THUBAT KAAL IPICYT TKII-JGSA001 por sus recursos computacionales. Agradecemos a E. Murillo y Aldo Rodríguez-Guerrero por su apoyo técnico y valiosas discusiones.

Centro de Nanociencias y Nanotecnología, Universidad Nacional Autónoma de México, Km. 107, Apdo. Postal 14. Carretera Tijuana-Ensenada, Ensenada, Baja California, México

Mamá. Guadalupe Moreno-Armenta, J. Guerrero-Sánchez, SJ Gutierrez-Ojeda & R. Ponce-Perez

Facultad de Ciencias Físico Matemáticas, Universidad Autónoma de Nuevo León, 66451, San Nicolas de los Garza, Nuevo León, México

H. N. Fernández-Escamilla

Instituto de Investigación Teórica y Aplicada, Universidad Duy Tan, Ha Noi, 100000, Vietnam

DM Hoat

Facultad de Ciencias Naturales, Universidad Duy Tan, Da Nang, 550.000, Vietnam

DM Hoat

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Declaración de crédito del autor MGM-A.: análisis formal, recursos, revisión y edición de redacción, adquisición de fondos, supervisión. JG-S.: conceptualización, metodología, recursos, redacción, revisión y edición, captación de fondos. SJG-O.: Análisis formal, revisión de redacción y edición. HNF-E.: Análisis formal, revisión de redacción y edición. DMH: análisis formal, revisión de redacción y edición. RP-P.: conceptualización, metodología, análisis formal, investigación, redacción del proyecto original, visualización. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a Ma. Guadalupe Moreno-Armenta o R. Ponce-Perez.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Moreno-Armenta, MG, Guerrero-Sánchez, J., Gutiérrez-Ojeda, SJ et al. Investigación teórica de los precursores MXene MoxV4-xAlC3 (0 ≤ x ≤ 4). Informe científico 13, 3271 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-30443-z

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Recibido: 22 noviembre 2022

Aceptado: 23 de febrero de 2023

Publicado: 25 febrero 2023

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

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