Теоретическое исследование структурных, электронных и магнитных свойств новых низкоразмерных соединений на основе переходных металлов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Ларионов Константин Владимирович

• Ларионов Константин Владимирович
• кандидат наук
• 2022

Оглавление диссертации кандидат наук Ларионов Константин Владимирович

Введение

Глава 1. Новые двумерные материалы и их перспективное применение

1.1 Монослойные пленки на основе металлов

1.2 Эффект «ионной графитизации»

1.3 Магнитные гетероструктуры в спинтронике

Глава 2. Методы компьютерного моделирования наноматериалов

2.1 Теория функционала электронной плотности

2.2 ЬБЛ+и

2.3 Дисперсионные поправки

2.4 Расчет баллистического транспорта

2.5 Метод эволюционного алгоритма

2.6 Использованные параметры расчетов

Глава 3. Исследование двумерных монокарбидов переходных металлов

3.1 о-фаза монокарбидов переходных металлов

3.2 /-фаза монокарбидов переходных металлов

3.3 Исследование двумерной фазы о-СоС

3.4 Выводы к главе

Глава 4. Исследование магнитных гетероструктур на основе двумерных материалов и сплава Гейслера

4.1 Графен/CFGG: свойства гетероструктуры

4.2 Мо8е2/СЕОО и ^-БК/СБОО: свойства гетероструктур

4.3 MoS2/CFGG: туннельная магнитная гетероструктура

4.4 Выводы к главе

Заключение

Благодарности

Список цитируемой литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Теоретическое исследование структурных, электронных и магнитных свойств новых низкоразмерных соединений на основе переходных металлов»

ВВЕДЕНИЕ

Получение [1] и последующее изучение графена [2-4] вызвали колоссальный интерес научного сообщества к двумерным материалам. По сравнению с 3Э материалами, 2Э соединения демонстрируют максимальное отношение площади поверхности к объему. Кроме того, размерный эффект приводит к появлению многих примечательных свойств в наноструктурах, которые отсутствуют у их объемных аналогов. Так, например, электроны вблизи уровня Ферми монослоя графена являются фермионами Дирака с нулевой эффективной массой. А тонкие пленки дихалькогенидов переходных металлов (ДПМ), в зависимости от фазовой структуры и состава, могут быть полупроводниками, проводниками, полуметаллами или топологическими изоляторами [5-7].

Пионерская работа [1] продемонстрировала гибкость подхода микромеханического отщепления для получения плоских двумерных структур из любых слабо связанных слоистых кристаллов. Полученные материалы имеют плоскую структуру толщиной всего в один или несколько атомных слоев, в то время как поперечный размер может превышать несколько микрометров. Подробные теоретические исследования уже сейчас привели к тому, что предсказаны тысячи новых квазидвумерных соединений. Данный поиск неустанно продолжается, ставя себе целью предвосхитить синтез новых материалов с заданными свойствами и оказать поддержку экспериментальным работам [8]. В то же время, несмотря на прогресс, остается открытым вопрос о возможности получения стабильных двумерных пленок на основе металлов: как свободностоящих, так и в матрице другого вещества [9,10].

Атомарная толщина и перспективные электронные свойства 2Э материалов позволяют использовать их для создания гетероструктур [11,12]. Значительный прогресс в предсказании, синтезе и изучении новых материалов, обладающих, в частности, полуметаллическими и ферромагнитными свойствами, открывает новые горизонты в спинтронике. Данная область

3

квантовой электроники базируется на фундаментальных спиновых свойствах носителей заряда и связанных с ними эффектах. Так, широкий интерес представляют эффекты спиновой фильтрации и инжекции, туннельного и гигантского магнетосопротивлений.

Развитие спинтроники является одной из самых актуальных областей современного материаловедения, и направлено в том числе на создание устройств нового поколения для хранения и обработки информации [13]. Одним из важных элементов таких спинтронных устройств является спиновый клапан, в котором возможна реализация эффектов туннельного или гигантского магнетосопротивлений. Основу таких элементов составляют ферромагнитные электроды и немагнитные промежуточные слои. Так, среди наиболее перспективных ферромагнетиков выделяются полуметаллические материалы, обладающие 100% спиновой поляризацией на уровне Ферми. В качестве же промежуточных слоев вызывают особый интерес двумерные материалы, в частности, графен, обладающий большой длиной спиновой диффузии, необходимой для поддержания поляризованного тока. В то же время критически важной является задача сохранения изначальных электронных и магнитных свойств отдельных материалов после их комбинации в единой гетероструктуре. Все это требует тщательного изучения свойств таких гетероструктур вблизи границы раздела.

Целью диссертационной работы является теоретическое изучение новых низкоразмерных соединений и гетероструктур на основе переходных металлов. В рамках работы был поставлен ряд следующих задач:

1. Исследовать возможность существования объемных фаз монокарбидов переходных 3й металлов в ряду ScC-CuC.

2. Исследовать процесс расщепления слоистых объемных монокарбидов на отдельные монослои и изучить их термодинамическую стабильность.

3. Изучить атомную структуру предсказанной стабильной двумерной фазы монокарбида кобальта. Исследовать электронные и механические свойства данного соединения.

4. Исследовать новую магнитную гетероструктуру на основе монослоя графена и ферромагнитного полуметаллического сплава Гейслера Co2FeGe1/2Ga1/2 (CFGG). Изучить ее электронные и магнитные свойства вблизи границы раздела.

5. Исследовать гетероструктуры на основе различных монослоев и полуметаллической подложки CFGG: ¿-BN/CFGG, MoS2/CFGG, MoSe2/CFGG. Изучить их структурные, электронные и магнитные свойства.

6. Исследовать спиновый транспорт в туннельной магнитной гетероструктуре CFGG/MoS2/CFGG. Изучить зависимость величины туннельного магнетосопротивления и тока от числа слоев MoS2 и приложенного напряжения.

Научная новизна

1. Впервые представлено систематическое теоретическое исследование формирования монокарбидов переходных 3й металлов в ряду ScC-CuC. Выполнено сравнение энергий различных объемных и двумерных фаз и описаны переходы между ними. Предсказана термодинамическая стабильность отдельных двумерных фаз монокарбидов кобальта и железа.

2. Впервые теоретически исследована двумерная фаза монокарбида кобальта с орторомбической решеткой, о-^С Продемонстрирована стабильность структуры и описаны ее электронные и механические свойства.

3. Впервые изучена гетероструктура на основе монослоя графена и полуметаллического сплава Гейслера CFGG. Для двух типов терминации подложки изучены ее магнитные и электронные свойства. Описана природа слабого связывания на границе раздела, обуславливающего высокую спиновую поляризацию CFGG и сохранение конуса Дирака в графене.

4. Впервые предложены и теоретически исследованы новые гетероструктуры ^-БК/СБОО, MoSe2/CFGG, MoS2/CFGG. Описаны их структурные, электронные и магнитные свойства вблизи границы раздела.

5. Впервые предложена туннельная магнитная гетероструктура CFGG/MoS2/CFGG и теоретически изучены ее транспортные свойства в баллистическом приближении, в зависимости от числа слоев MoS2 и приложенного напряжения. Получены значения коэффициента туннельного магнетосопротивления порядка 104-105 %.

Основные положения, выносимые на защиту

1. Возможно формирование слоистых кристаллов FeC, ^С, МС, СиС с их последующим расслоением на изолированные монослои с плоской орторомбической решеткой.

2. Предсказанные соединения с плоской орторомбической (о-^С, о^еС) и гофрированной тетрагональной (/-РеС) решеткой являются единственными термодинамически стабильными двумерными монокарбидами переходных металлов в ряду FeC-CuC.

3. Монослой о-^С является металлом. Упругие константы для одноосной деформации в о-^С сопоставимы со значениями для ^-БК, а коэффициенты Пуассона больше, чем соответствующие значения для графена.

4. В гетероструктурах на основе сплава Гейслера и различных монослоев (графен/CFGG, h-БN/CFGG, MoSe2/CFGG, MoS2/CFGG) сохраняются ферромагнитные свойства CFGG вблизи границы раздела. В случае графена и ^-БК для ^-терминации CFGG на первом слое подложки сохраняется 100% спиновая поляризация, что обусловлено слабым межплоскостным взаимодействием. В случае MoS2 и MoSe2 спиновая поляризация быстро восстанавливается в пределах нескольких слоев CFGG.

5. В магнитной гетероструктуре CFGG/MoS2/CFGG наблюдается эффект туннельного магнетосопротивления со значениями коэффициента 104-105 %, в

6

зависимости от числа промежуточных слоев MoS2 и величины приложенного напряжения.

Практическая и теоретическая значимости работы заключаются в предсказании и изучении новых двумерных соединений и гетероструктур, обладающих рядом ключевых свойств для практического применения. Так, были изучены структура и свойства ряда магнитных гетероструктур на основе различных монослоев и полуметаллического сплава CFGG. Полученные данные о сохранении ферромагнитных свойств подложки и высоком уровне спиновой поляризации вблизи границы раздела свидетельствуют о перспективе применения гетероструктур в спинтронных устройствах. Данные выводы подкреплены экспериментом, где впервые была синтезирована высококачественная гетероструктура графен/CFGG и изучены ее свойства. Кроме того, результаты транспортных расчетов в туннельной магнитной гетероструктуре CFGG/MoS2/CFGG дают высокие значения коэффициента магнетосопротивления, что является необходимым условием для создания эффективного спинового клапана.

Также в ходе анализа различных фаз монокарбидов переходных металлов предсказана возможность формирования слоистых объемных фаз в ряду FeC-CuC с их последующим расслоением на отдельные монослои. В частности, обнаруженный термодинамически стабильный монослой о-СоС с плоской орторомбической решеткой обладает металлической проводимостью и в случае синтеза может найти применение в качестве проводящих элементов в различных гетероструктурах.

Обоснованность и достоверность представленных результатов и выводов обусловлена актуальностью использованных в работе методов, а также обеспечивается согласием как с экспериментальными данными соавторов, так и

c теоретическими и экспериментальными результатами других научных коллективов.

Апробация. Основные результаты работы представлены на следующих конференциях:

• 14-я Международная конференция «Углерод: фундаментальные проблемы науки, материаловедение, технология», Москва, 2022 г.

• Международная конференция Smart Nanomaterials (SNAIA), Париж, 2020 г.

• Международная конференция Smart Nanomaterials (SNAIA), Париж, 2019 г.

• Международная конференция Graphene Week, Хельсинки, 2019 г.

• Международная конференция Physics Boat «Атомная структура наносистем из первопринципных расчетов и микроскопических экспериментов», Хельсинки-Стокгольм, 2019 г.

• 3-я Всероссийская конференция «Графен: молекула и 2D кристалл», Новосибирск, 2019 г.

• XVIII Ежегодная молодежная конференция c международным участием ИБХФ РАН-ВУЗы «Биохимическая физика», Москва, 2018 г.

Публикации. Материалы диссертации отражены в 5 статьях, опубликованных в рецензируемых зарубежных и отечественных журналах. Всего автором диссертации к настоящему моменту опубликовано 15 статей, все из них индексируемы в WoS/Scopus/РИНЦ.

Список рецензируемых научных статей, опубликованных по теме диссертации:

1. Larionov K.V., Pereda J.J.P., Sorokin P.B. A DFT study on magnetic interfaces based on half-metallic Co2FeGe1/2Ga1/2 with h-BN and MoSe2 monolayers // Phys. Chem. Chem. Phys. 2022. Vol. 24, № 2. P. 1023-1028.

2. Larionov K.V., Seifert G., Sorokin P.B. Insights into the regularity of the formation of 2D 3d transition metal monocarbides // Nanoscale 2020. Vol. 12, № 25. P. 13407-13413.

3. Li S., Larionov K.V. et al. Graphene/Half-Metallic Heusler Alloy: A Novel Heterostructure toward High-Performance Graphene Spintronic Devices // Adv. Mater. 2019. Vol. 32, № 6. P. 1905734.

4. Ларионов К.В. и др. Исследование нового двумерного соединения CoC // Письма в ЖЭТФ 2018. Т. 108, № 1-2. С. 14-1S.

5. Ларионов К.В., Сорокин П.Б. Исследование пленок моноатомной толщины: современное состояние // Успехи физических наук 2021. Т. 191, № 1. С. 30-51.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы. Объем работы составляет 11 5 страниц, включающих в себя 47 рисунков, 1 таблицу. Список цитируемой литературы содержит 170 наименований.

Личный вклад автора. В диссертации представлены результаты исследований, выполненных в 2018-2022 гг. Постановка задач выполнена автором совместно с научным руководителем. Автором осуществлялся выбор и тестирование методик расчетов. Все теоретические результаты, представленные в третьей и четвертой главах, получены, проанализированы и описаны непосредственно автором. Автором внесен ключевой вклад при публикации всех представленных результатов.

В четвертой главе синтез и экспериментальные измерения графена/Co2FeGe1/2Ga1/2 выполнены коллегами из японского Национального института квантовой и радиологической науки (S. Li, S. Entani, H. Naramoto и S. Sakai), японского Научного института структуры материалов (K. Amemiya), а также японского Национального института материаловедения (Y. Sakuraba).

Глава 1. НОВЫЕ ДВУМЕРНЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ИХ ПЕРСПЕКТИВНОЕ ПРИМЕНЕНИЕ

1.1 Монослойные пленки на основе металлов

Успешное получение графена вызвало огромный интерес в изучении двумерных материалов других составов, таких как ^-БК, MoS2, фосфорен и др. [8] Эти ультратонкие материалы демонстрируют целый ряд уникальных физических свойств: высокую подвижность носителей заряда, квантовые эффекты Холла, рекордную теплопроводность, слабое спин-орбитальное взаимодействие [14]. Материалы атомарной толщины, как правило, получают из соответствующих кристаллов, имеющих слоистую структуру, особенность строения которой заключается в сильной химической связи внутри слоев и слабом межслойном взаимодействии [15]. Многочисленные экспериментальные и теоретические исследования в области обнаружения новых двумерных и квазидвумерных пленок оказались настолько эффективны, что к 2020 году их уже насчитывалось несколько сотен, что привело научное сообщество к парадоксальной ситуации, когда отсутствует достаточное количество ресурсов для их подробного изучения и систематизации [16]. Более того, последние теоретические исследования (Рис. 1-1) указывают на возможность существования в квазидвумерном состоянии еще около нескольких тысяч соединений [17,18], что в конечном счете делает 2D материалы одной из самых обширных и в то же время малоисследованных областей современного материаловедения.

Рис. 1-1. Полярная гистограмма, отображающая количество структур, принадлежащих к десяти наиболее часто встречающимся 2D политипам среди обнаруженного множества из 1036 слабо связанных 2D соединений. Пример атомной структуры для каждого типа, а также соответствующая структурная формула и пространственная группа указаны дополнительно [17]

Несмотря на значительный прогресс в области синтеза и изучения двумерных соединений, формирование монослойных структур на основе атомов металлов по-прежнему остается крайне затруднительным. Прежде всего это связано с тем, что такие структуры как правило являются нестабильными, по сравнению с их объемными плотноупакованными аналогами. Определенные результаты достигнуты в области получения тонких пленок на основе металлов в матрице других материалов. Так, в работе [9] наблюдался монослой железа с особой квадратной кристаллической структурой, размещенный внутри нанопор монослоя графена. Эта работа продемонстрировала перспективность использования перфорированного графена в качестве матрицы для синтеза двумерных металлических мембран и их дальнейшего исследования. Ожидается, что подобные двумерные металлы могут применяться для создания новых активных катализаторов [19] и газовых сенсоров [20]. Также существует ряд

свидетельств, что такие системы могут обладать 2D сверхпроводимостью [21,22].

Возможность существования чистых металлических пленок в поре графена была рассмотрена в работе [23]. Так, в частности, авторами было показано, что граница раздела ^/графен является нестабильной, и энергетически выгодным процессом является формирование монокарбида ^С, см. Рис. 1-2.

Рис. 1-2. Обобщенные результаты, отражающие относительную энергетическую выгодность формирования монослойных металлических кластеров в поре графена. Меньшее числовое значение соответствует большей

стабильности монослоя [23]

Тем не менее остается открытым вопрос о стабильности таких пленок без поддержки окружающей матрицы. Также до конца неясен и точный состав наблюдавшейся в эксперименте [9] пленки: в ряде исследований предполагается, что необычная орторомбическая решетка атомов железа на деле обусловлена их связью с атомами углерода [24] или кислорода [10].

Две стабильные фазы монокарбида железа были теоретически предсказаны в работе [25]. Первая из них, тетрагональная (/^С, а = Ь = 3.49 А), аналогична ранее изученным 2Б фазам /-НС [26], /-¥N[27], /^Ю[28] и не является атомарно плоской, с характерной величиной гофрирования й = 1.26 А (й/а ~ 36%). Теоретические оценки величины адсорбции, емкости и величины диффузионного барьера позволили предложить применение /^С в качестве

компонента литий-ионных батареек. Дополнительный анализ электрон-фононных взаимодействий позволил также оценить критическую температуру сверхпроводимости для данной фазы, равную 5.31-6.77 К. Второй обнаруженной двумерной фазой БеС оказалась плоская орторомбическая решетка, о-БеС, образованная 5- и 7-координированными атомами углерода и железа, соответственно.

Таким образом, уже сейчас существует целый ряд теоретических данных, свидетельствующих в пользу возможности формирования стабильных соединений на основе переходных металлов, в том числе их двумерных карбидов. В этом смысле направленные ковалентные и ионные связи больше подходят на роль основных типов межатомной связи при формировании стабильных 2Э слоев на основе атомов переходных металлов, нежели предполагаемая чистая металлическая связь [9]. И одним из способов получения таких двумерных слоев может стать их расщепление из соответствующей объемной фазы по механизму «ионной графитизации».

1.2 Эффект «ионной графитизации»

К настоящему моменту существует большое число способов синтеза всевозможных наноматериалов, различающихся по гомогенности состава и свойствам [29]. К примеру, широко известны методы газофазного осаждения, магнетронного распыления или синтеза в нанореакторах, относящиеся к классу методик «снизу-вверх». В то же время двумерные наноструктуры с толщиной вплоть до атомарных величин могут быть получены напрямую из объемных материалов посредством сонохимии, электровзрыва, механической эксфолиации (например, графена) - группой методов, объединенных парадигмой «сверху-вниз». Однако, помимо вышеперечисленных способов, существует и ряд внутренних физико-химических механизмов, приводящих к образованию новых соединений. Среди таких эффектов отдельное внимание заслуживает процесс графитизации углеродных материалов и его «неуглеродный» аналог.

Хорошо известна тенденция к графитизации поверхности алмаза, которая играет превалирующую роль в случае сверхтонких алмазных пленок нанометровой толщины - диаманов [30]. Действительно, графитизация приводит к расщеплению пленок алмаза толщиной несколько атомных слоев на отдельные монослои графита, делая их структуру нестабильной [31,32]. Интересно, что эффект расщепления сверхтонких пленок имеет место и в случае других составов с ионно-ковалентным межатомным взаимодействием, при этом природа расщепления принципиально другая. Этот эффект, названный «ионной графитизацией» [33], был изначально предсказан для случая пленок с полярной поверхностью, имеющих структуру вюрцита [34,35], а в дальнейшем расширен на семейство пленок со структурой типа цинковой обманки и каменной соли [33,36-39].

Данный эффект виден из прямого сравнения энергий связывания пленки с полярной поверхностью и соответствующей ей графеноподобной структуры [37], см. Рис. 1-3. Из зависимости разницы энергий от числа слоев в пленке видно ее пересечение в БР, SiC и №С1 для числа слоев 3, 4 и 11, соответственно, что свидетельствует об энергетической предпочтительности сверхтонкой графеноподобной пленки. Данное сравнение удобно еще и тем, что показывает невозможность расщепления пленок кремния на отдельные графеноподобные слои, а также стремление к графитизации сверхтонких пленок алмаза.

I I I I I-1 I I I I I

01 23456789 10 11 12

Number of layers N

Рис. 1-3. Эффект «ионной графитизации» - расщепление сверхтонких пленок с

полярной поверхностью. Разница энергии связывания между пленкой с полярной поверхностью, имеющей структуру цинковой обманки или каменной соли, и графеноподобной структурой, в зависимости от количеством слоев для

хлорида натрия, нитрида бора, фосфата бора и карбида кремния [37]. Для сравнения приведены данные для углерода и кремния. Положительное значение указывает на выгодность кубической решетки, отрицательное - на выгодность

графеноподобной структуры

При этом фундаментальная причина такого рода расщеплений различается для случаев ионных и ковалентных материалов. Так, перераспределение электронной плотности в случае ковалентных материалов ограничено поверхностью и спадает до нуля в объеме материала. В то же время в материалах с ионным вкладом за счет наличия полярных поверхностей перераспределение электронной плотности гораздо сильнее и затрагивает большее число слоев, что приводит к возникновению дипольного момента, направленного перпендикулярно поверхности. Возникающие поверхностные напряжения расщепляют пленку на отдельные слои, убирая дипольный момент и понижая вклад поверхности в общую энергию системы.

(a) Carbon (Ь) BP (с) NaCI (d)

Рис. 1-4. Разница электронной плотности Ар между поверхностью и соответствующим кристаллом с кубической (поверхность (111)) и графитоподобной (поверхность (0001)) структурой для случая а) углерода, b) фосфата бора и с) хлорида натрия. Значения изоповерхности Ар± = ±5 104 e/Á3. Области с избытком электронов отмечены темным цветом, области с

недостатком электронов - светлым цветом [37]; d) Разность энергий на стехиометрическую единицу (черная линия) и разность дипольных моментов (синяя линия) для графеноподобной и кубической пленки NaCl, в зависимости

от количества слоев (толщины) [38]

Определяющий вклад электрического дипольного момента был продемонстрирован на примере соединения NaCl в работе [38]. Было показано, что зависимость величины дипольного момента, направленного перпендикулярно к поверхности (111), для графитоподобной и кубической пленки от толщины коррелирует с разницей энергий между этими структурами, см. Рис. 1-4d. При этом энергия межслоевого связывания в графитоподобных пленках ионных соединений по порядку величины соответствует энергии связи Ван-дер-Ваальса и сравнима с величиной для кристалла графита [38]. Данный факт свидетельствует об относительной независимости отдельных слоев в пленке и об их возможном отделении с использованием различных методик эксфолиации при помощи жидких растворов [40] или механических воздействий [1]. Таким образом, сделанные предсказания говорят о том, что в пленках различного состава, имеющих толщину в несколько атомных слоев, возможно формирование новых двумерных фаз.

Теоретические выводы были подтверждены в ряде экспериментальных работ по исследованию карбида кремния [41], нитрида алюминия [42] и оксида цинка [43]. Так, в работе [42] удалось получить кластеры £-ЛШ треугольной формы с толщиной до 12 монослоев, что полностью соответствует предсказаниям [35], в которых энергетическая предпочтительность пленки £-ЛШ над ^-ЛШ наблюдается для того же числа слоев. В последующей работе на поверхности 81(111) удалось получить более тонкие пленки графеноподобного нитрида алюминия толщиной до 5-6 монослоев [44].

Кроме того, идея «ионной графитизации» применяется для описания возможности формирования двумерных монооксидов переходных металлов [10,45] и в дальнейшем может быть расширена на класс карбидов.

1.3 Магнитные гетероструктуры в спинтронике

Значительный прогресс в теоретическом предсказании, экспериментальном синтезе и изучении новых материалов, обладающих, в частности, полуметаллическими и ферромагнитными свойствами, открывает новые горизонты в спинтронике - области квантовой электроники, базирующейся на фундаментальных законах проводимости спин-поляризованных носителей заряда. Широкий интерес представляют такие эффекты на границах раздела магнитных гетероструктур, как спиновая инжекция, фильтрация, а также эффекты гигантского (ГМС [46-48]) и туннельного (ТМС [49,50]) магнетосопротивлений. Принцип действия эффекта магнетосопротивления заключается в переключении намагниченности в ферромагнитных слоях (электродах), разделенных проводящим или же непроводящим немагнитным слоем для случаев ГМС и ТМС, соответственно. Так, переключение взаимной намагниченности ферромагнитных электродов с параллельной на антипараллельную изменяет рассеяние электронов проводимости, в зависимости от их спина, а значит, и сопротивление всей гетероструктуры, см. Рис. 1-5. Детектируя изменение сопротивления (увеличение или уменьшение) и

сопоставляя с ним логические значения (ноль или единица), можно создать как наноразмерный объект для реализации простейших логических операций, так и полноценные логические устройства для хранения и обработки информации.

Spin FM NM FM Spin FM NM FM

t

^tl ^rt |—к tt = Уменьшение сопротивления Rn v tl = Увеличение сопротивления

Рис. 1-5. Схема реализации эффекта магнетосопротивления в CPP структуре при переключении взаимной ориентации намагниченности ферромагнитных

электродов

При этом различают два основных типа конфигурации подобных гетероструктур: ток в них может распространяться как перпендикулярно поверхности соединения (current-perpendicular-to-plane, CPP [51]), так и параллельно ей (current-in-plane, CIP [52]).

Поиск материалов (Рис. 1-6), обладаемых требуемыми электронными и магнитными свойствами, является одной из ключевых задач спинтроники, решение которой напрямую влияет на эффективность спиновых механизмов в исследуемых гетероструктурах. Наиболее перспективные материалы для создания электродов удовлетворяют двум основным критериям: полуметаллическая проводимость при комнатной температуре и высокая поверхностная магнитная анизотропия. Так, полуметаллическая проводимость

означает, что вблизи уровня Ферми имеются лишь электроны с одним направлениям спина, в то время как для обратного спина наблюдается запрещенная зона, что приводит к высокому уровню спиновой поляризации. Высокая же магнитная анизотропия обуславливает выделенность направлений намагниченности в материале и определяет возможность «дискретного переключения» состояний, тем самым позволяя наблюдать эффект магнетосопротивления.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Ларионов Константин Владимирович, 2022 год

со с.

д/А^ «£ - о„ - <1,1^1 - 3-Й слой Со

и /ж 1 !Г\ I V

-4-9 0? 4 Е-Ер (эВ) Мо8е2/(РеСеСа)СРСС

л — н " 4« - ¿»'•у' - 3-Й слой Ре

т

-4 -2 0 2 4 -4 -2 0 2 4

Е-ЕР (эВ) Е-Ер (эВ)

Рис. 4-14. (а,Ь) Разрешенная по 3d орбиталям ПЭС атомов кобальта в (а) первом и (Ь) третьем атомном слое Co-терминированной MoSe2/CFGG (c,d) Разрешенная по 3d орбиталям ПЭС атомов железа в (а) первом и (Ь) третьем атомном слое FeGeGa-терминированной MoSe2/CFGG

Наконец, на Рис. 4-12e,f показаны ПЭС для первых четырех слоев CFGG вблизи границы раздела MoSe2/CFGG. В сравнении с h-BN/CFGG, меньшее межплоскостное расстояние и более сильное взаимодействие монослоя MoSe2 с

поверхностью CFGG приводит к исчезновению запрещенной зоны для состояний спин-вниз в случае обеих терминаций. При этом уже к четвертому атомному слою спиновая поляризация быстро восстанавливается и также достигает значений более 80%, см. вкладки на Рис. 4-12e,f.

Полученные особенности электронной структуры ^-BN/CFGG и MoSe2/CFGG вблизи границ раздела можно объяснить различиями атомарного окружения у атомов на поверхности и внутри (эквивалент объемного кристалла) CFGG, как уже ранее отмечалось при описании гетероструктуры графен/CFGG.

-0.5 0 0.5 1 -1 -0.5 0 0.5

Е-Ер (эВ) Е-Ер (эВ)

Рис. 4-15. Разрешенная послойно спиновая поляризация в и (Ь) FeGeGa-

терминированной ^-BN/CFGG, а также в (^ и (d) FeGeGa-терминированной MoSe2/CFGG гетероструктурах. Слои пронумерованы с первого вблизи монослоя (1) до последнего вблизи вакуума (8 или 10)

Наконец, в работе было дополнительно проверено возможное влияние

монослоя (^-BN или MoSe2) на поверхностные свойства полуметалла.

86

Действительно, поскольку подложка CFGG была смоделирована в виде пленки, состоящей из 8 слоев в ^-BN/CFGG (10 слоев в случае MoSe2/CFGG), она фактически имеет две поверхности. Верхняя контактирует с монослоем, в то время как нижняя находится вблизи вакуума. В результате, независимо от присутствия рядом ^-BN (Рис. 4-15a, красная линия) или вакуума (Рис. 4-15Ь, розовая линия) верхний и нижний поверхностные слои кобальта, соответственно, демонстрируют 100% спиновую поляризацию.

При дальнейшем сравнении Рис. 4-15a и Рис. 4-15Ь можно заключить, что зависимости идентичны с точностью до инверсии по слоям (например, первый слой кобальта в Со-терминации идентичен последнему слою кобальта в FeGeGa-терминации и т.д.). Данный факт означает, что ^-BN практически не оказывает влияния на поверхностные электронные свойства CFGG, что дополнительно подтверждает наличие слабого электростатического взаимодействия на границе раздела ^-BN/CFGG. Напротив, ранее показанное увеличение взаимодействия на границе MoSe2/CFGG не позволяет наблюдать столь же зеркальную картину в распределении спиновой поляризации по слоям для Со- (Рис. 4-15^ и FeGeGa-терминации (Рис. 4-15d).

В то же время ранее описанные магнитные свойства исследованных границ раздела менее подвержены влиянию со стороны монослоя. Так, из Рис. 4-16 видно, что и первый слой (на границе с монослоем), и последний (на границе с вакуумом) демонстрируют симметричную картину относительно центра пленки CFGG и одинаковый эффект роста магнитных моментов железа и кобальта как в ¿-BN/CFGG (Рис. 4-16^), так и в MoSe2/CFGG (Рис. 4-16^).

Рис. 4-16. Магнитные моменты в (я,Ь) ¿-BN/CFGG и (c,d) MoSe2/CFGG для атомов Fe и Co. Данные представлены послойно от первого (вблизи монослоя) до последнего (вблизи вакуума) для и FeGeGa-терминации

поверхности CFGG

4.3 мо82/сгсс: туннельная магнитная гетероструктура

Данный раздел посвящен изучению свойств туннельной магнитной гетероструктуры (ТМГ) на основе ранее описанного ферромагнитного полуметаллического сплава CFGG и немагнитных пленок MoS2 различной толщины. Для двух возможных терминаций поверхности CFGG описана природа связывания MoS2 с полуметаллической подложкой, исследованы электронные и магнитные свойства пленки CFGG, в зависимости от глубины. Далее в приближении баллистического транспорта и с использованием метода неравновесных функций Грина изучены спин-транспортные свойства ТМГ

CFGG/MoS2/CFGG. Получены спектры проводимости с разрешением по спиновым каналам.

4.3.1 Гетероструктура Мо82/СГСС

Как и в случае графена, ^-BN и MoSe2 (разделы 4.1 и 4.2), была смоделирована гетероструктура на основе монослоя MoS2 и пленки полуметаллического сплава Гейслера CFGG (фаза L21) c двумя возможным типами терминации поверхности (001), или FeGeGa-, как представлено на Рис. 4-17a и Рис. 4-17Ь, соответственно.

Рассчитанные энергии межплоскостного связывания между MoS2 и CFGG равны 45 мэВ/А2 (71 мэВ/А2), а межплоскостное расстояние равняется 2.7 А (2.3 А) для случая FeGeGa- терминации поверхности CFGG. Полученные расстояние меньше, а энергии связывания больше, чем в случае взаимодействия монослоев в бислое MoS2 (3.3 А и 24 мэВ/А, соответственно). Кроме того, MoS2/CFGG демонстрирует более прочное связывание, чем ранее изученная граница раздела графен/CFGG. Так, на Рис. 4-^^ представлен срез перераспределения электронной плотности вблизи границы раздела, рассчитанный как Ар = p(MoS2/CFGG) - (p(MoS2) + р^Ш)), где р(MoS2/CFGG) соответствует электронной плотности всей гетероструктуры, а р(MoS2) и р(CFGG) - распределению электронов отдельно для свободностоящего MoS2 и пленки CFGG, соответственно.

Рис. 4-17. Граница раздела MoS2/CFGG с (а,с) FeGeGa-терминацией и (b,d) терминацией. (а,Ь) Атомная структура и перераспределение электронной плотности на границе раздела Значения магнитных моментов атомов Fe и

Со в отдельных слоях CFGG

Так, отчетливо наблюдается перераспределение электронной плотности между атомами переходных металлов и атомами серы. Увеличение же

числа (концентрации) переходных атомов на первом атомном слое (можно сравнить чистую ^-терминацию и смешанную FeGeGa-) способно приводить к уменьшению межплоскостного расстояния за счет более сильного взаимодействия MoS2 с поверхностными атомами кобальта.

Как и ранее, показано сохранение устойчивого ферромагнетизма в пленке CFGG, включая эффект увеличения магнитного момента на атомах Fe или ^ на первом атомном (приповерхностном) слое, см. Рис. 4-17^.

Для оценки электронных свойств границы раздела были получены разрешенные послойно ПЭС СБОО, представленные на Рис. 4-18а и Рис. 4-18Ь для случая БеОеОа- и Со-терминации, соответственно.

Рис. 4-18. (а,Ь) Разрешенные послойно ПЭС и (с,ё) разрешенная послойно спиновая поляризация для CFGG в случае (а,с) БеОеОа- или (Ь,ё) Со-терминации МоБг/СБОО. Уровень Ферми сдвинут на ноль и отмечен вертикальной пунктирной линией

В случае БеОеОа-терминации полуметаллическая структура фактически исчезает в первых двух слоях СБОО из-за возникновения спин-вниз электронных состояний, вызванных разрушением тетраэдрической координации атомов железа и наличием оборванных связей у поверхностных атомов.

Схожее поведение наблюдается и для случая Со-терминации, где более сильное взаимодействие с МоБ2 также разрушает полуметаллические свойства

пленки CFGG в первых нескольких слоях. Однако затем полуметаллические свойства быстро восстанавливаются, и уже с четвертого слоя (на расстоянии ~5 А от границы раздела) для обеих терминаций наблюдается рост спиновой поляризации на уровне Ферми свыше 90%, см. Рис. 4-18^.

4.3.2 Магнитная туннельная гетероструктура СГСС/Мо82/СГСС

Следующим этапом стало исследование транспортных свойств ТМГ CFGG/MoS2/CFGG. Детали расчетов и обоснование выбора атомной модели представлены в разделе 2.6.

На Рис. 4-19 представлены атомные структуры ТМГ, использованные для

расчетов параллельной и антипараллельной схем намагниченности.

Промежуточный монослой MoS2 представлен в целях иллюстрации. CFGG

электроды, соответствующие случаю идеальных объемных кристаллов и

являющиеся частью зоны рассеяния, представлены 8 атомными слоями, как

показано синим пунктиром. Размер элементарной ячейки электрода выбран

таким образом, чтобы гарантировать взаимодействие ячейки лишь с ближайшей

соседней вдоль транспортного направления. Также во избежание артефактов

расчета левый и правый электрод были заданы как идентичные. Центральная

часть зоны рассеяния (красный пунктир) представлена пленкой MoS2 с

прилегающими слоями CFGG, что в совокупности исключает взаимодействие

левого и правого электродов. В антипараллельном случае (Рис. 4-19Ь) для

корректного расчета плотностной матрицы и гамильтониана центральной зоны

рассеяния дополнительно использовались буферные слои CFGG и вакуум

шириной 15 А (закрашено серым), чтобы обеспечить разделение

противоположно намагниченных электродов в периодических граничных

условиях вдоль транспортного направления. Напротив, в параллельном случае

(Рис. 4-19a) электроды имеют одинаковое направление намагниченности и

поэтому дополнительные буферные слои не требуются, а «сшивка» на границе

происходит без искажений. В качестве промежуточных немагнитных слоев были

92

рассмотрены пленки МоБ2 различной толщины: от монослойной до четырехслойной.

О

Параллельная схема

О

0 О О О

1 о о о Р

¡О о О О о о о о

О О О О о о о о о

о О О О о о о о о

V__и__V V V и V у___у__и___V у у у|__

ОООО ОООО О О О О О О О I ОООО ОООО ОООО ОООО

Ь)

Левый эл. (8) Центральная часть зоны рассеяния

(9 + Мо32 + 8)

Антипараллельная схема ^З7

Правый эл. (8)

О Мо

Сэ О Со О Ре Сг О Се

о о о |0 о о о Гк

ООО 0| ООО«

О О О |0 О О О ( ООО О|__0__0__0__0|_

|0

I

|0

о О о О о

о о о о

о о о о о о о о о

сХ

О о о о

о о о о О о О о о о о о

0000,0 0000

ОООО ОООО О О О О О О оо о о[о о оо

Левый буферныйЛевый эл. (8) Центральная часть зоны рассеяния Правый эл. (8) Правый буферный слой (8) (9 + МоЭ2 + 8) слой (9) + вакуум

Рис. 4-19. Атомная структура CFGG/MoS2/CFGG для случая а) параллельной и Ь) антипараллельной намагниченности ТМГ. Зеленные стрелки показывают

направление намагниченности электродов. Числа в скобках отображают количество использованных атомных слоев СБОО для каждого структурного

блока

На Рис. 4-20 представлены равновесные (при нулевом напряжении) разрешенные по спинам спектры проводимости для моно-, би- и трехслойных пленок МоБ2 в качестве промежуточного слоя в ТМГ. Результаты получены как для параллельной, так и для антипараллельной схем. В параллельном случае для монослоя МоБ2 проводимость основных состояний спин-вверх составляет порядка единицы (1.1x10° е2/И) на уровне Ферми, что на семь порядков выше, чем проводимость неосновных состояний спин-вниз (8.4х10-7 в2/И). Каждый новый слой МоБ2 уменьшает спин-вверх проводимость почти на порядок: 1.5х10-1 в2/И, 1.6х10-2 в2/И и 1.1х10-3 в2/И для случаев 2П, 3П и 4П конфигураций, соответственно. В то же время проводимость состояний спин-вниз уменьшается до значений 1.1х 10-7 в2/И, 2.9х 10-9 в2/И и 3.4х 10-9 в2/И в случае 2П, 3П и 4П схем, соответственно. На основании приведенных данных можно заключить о сохранении полуметаллических свойств СБОО электродов. Действительно, как было показано в предыдущих разделах, полуметаллические свойства СБОО быстро восстанавливаются с удалением от границы раздела, обеспечивая

высокое значение спиновой поляризации уже на расстоянии свыше 5 А (четвертый слой и далее).

В то время как проводимость основных состояний отчетливо следует экспоненциальному закону относительно толщины пленки MoS2, для состояний спин-вниз такое же монотонное поведение не наблюдается. Последнее может быть объяснено высокой чувствительностью столь малых значений (10-7-10-9 в2/И) к параметрам расчета. Тем не менее наблюдаемые флуктуации значений Сц вблизи уровня Ферми не влияют на значение ТМС, поскольку, согласно уравнению (2-39), вклад Сц пренебрежимо мал по сравнению с Сц.

В случае антипараллельной конфигурации (Рис. 4-20, правый столбец) проводимости основных и неосновных состояний практически идентичны для всех толщин пленок MoS2. Поскольку, независимо от значения спина, каждый электрон проводимости испытывает слабое и сильное рассеяние в разных частях ТМГ, левая и правая часть которого намагничены противоположно, суммарная проводимость обоих транспортных каналов должна совпадать. Несмотря на это, незначительные расхождения для состояний спин-вверх и спин-вниз в антипараллельных схемах все же наблюдаются. В первую очередь это объясняется небольшой асимметрией центральной зоны ТМГ (разница в числе прилегающих к MoS2 слоев CFGG слева и справа), обусловленной использованием структурно идентичных электродов, см. Рис. 4-19. Кроме того, ЛЛ' упаковка MoS2 (к примеру, в бислое) приводит к различиям в атомном окружении на левой и правой границе раздела MoS2/CFGG. Рассчитанные значения АП проводимости (усредненные по двум спиновым каналам) составляют 6.2х10-5 в2/И, 2.7х10-5 в2/И, 2.5х10-6 в2/И и 7х10-7 в2/И для 1АП, 2АП, 3АП и 4АП конфигураций, соответственно. Полученные значения лежат в диапазоне между соответствующими спин-вверх и спин-вниз проводимостями в параллельных схемах. Наконец, важно отметить, что Сц и Сц пренебрежимо малы по сравнению с Сц в числителе уравнения (2-39), однако играют существенную роль при вычислении коэффициента ТМС будучи в знаменателе.

Рис. 4-20. Проводимость CFGG/MoS2/CFGG для случая моно-, би- и трехслойной пленки MoS2 в первом, втором и третьем ряду, соответственно. Первый и второй столбцы соответствуют параллельной и антипараллельной схеме ТМГ, соответственно. Проводимость для состояний спин-вверх и спин-вниз отмечена черным и красным цветом, соответственно

Для дополнительного анализа спинового транспорта в ТМГ были получены равновесные спектры проводимости на уровне Ферми, разрешенные по двумерной зоне Бриллюэна, см. Рис. 4-21. В частности, из анализа ТМГ с монослоем MoS2 для состояний спин-вверх (Сц) и спин-вниз (Сц) видно, что значение проводимости порядка единицы наблюдается в большей части ЗБ, а минимум Сц достигается вблизи Г-точки (~10-2 в2/И). Проводимость состояний спин-вниз на порядки меньше и варьируется от ~10-4 в2/И вблизи Г-точки до ~10-12 в2/И по краям двумерной ЗБ. Аналогичные детали наблюдаются и для большего числа слоев MoS2.

Рис. 4-21. Спектры проводимости как функция от к|| для случая равновесного состояния на уровне Ферми. Центр каждого распределения соответствует Г-точке двумерной зоны Бриллюэна. ТМГ с монослойной, бислойной, трехслойной и четырехслойной Мо82 пленками показаны в 1, 2, 3 и 4 столбцах, соответственно. Цветовая шкала отображает проводимость в единицах в2/И

Далее из соотношения (2-39) были определены значения коэффициента туннельного магнетосопротивления в равновесном состоянии, в зависимости от толщины промежуточной пленки. Как показано на Рис. 4-22а, максимальное значение ТМС достигается для случая монослоя МоБ2 и составляет 8*105 %. Далее оно уменьшается до 3*105 % в случае бислоя, в то время как использование трех- и четырехслойных пленок МоБ2 дает значения 2*104 % и 8*104 %, соответственно. Таким образом, все рассмотренные промежуточные пленки дают значения ТМС порядка 104-105 %. Полученные оценки существенно превышают аналогичные значения в литературе, включая ТМГ Fe/MoS2/Fe (300%) [85], NiFe/MoS2/NiFe (9%) [86], У8е2/Мо82/У8е2 (22%) [89], и сопоставимы с результатами ТМГ на основе MoSe2/VSe2/WSe2 (103-105 %) [88].

1 2 3

Число слоев Мо82

Рис. 4-22. (а) Зависимость значения ТМС от числа слоев МоБ2 в равновесном состоянии. (Ь) ВАХ (квадраты) и соответствующий коэффициент ТМС (треугольники) для монослоя МоБ2. (с) Зависимость полного тока от числа слоев МоБ2 для напряжения 0.02 В. Черные и красные точки в (Ь,с) обозначают ток в параллельной и антипараллельной конфигурациях, соответственно

Далее в работе был исследован неравновесный транспорт для случая

монослоя МоБ2 с использованием уравнения (2-38). Для параллельной и

антипараллельной конфигурации полный спиновый ток определялся как

I = + где и ¡1 обозначают токи для основного и неосновного спиновых

состояний, соответственно. Рассчитанные вольт-амперные характеристики

показаны на Рис. 4-22Ь (черная и красная зависимости, левая ось ординат). Так,

параллельный спиновый ток почти на два порядка превышает антипараллельный

случай, а их значения достигают 3х10-6 А и 4х10-8 А при напряжении 0.1 В,

соответственно. Для каждого рассчитанного напряжения было получено

значение ТМС, как показано на Рис. 4-22Ь (зеленая зависимость, правая ось

97

ординат). Так, показано уменьшение коэффициента магнетосопротивления с 8х105 % при нулевом напряжении до 2х104 % при напряжении 0.1 В. Несмотря на падение коэффициента ТМС практически на два порядка в рассмотренном диапазоне напряжений, текущие результаты по-прежнему свидетельствуют о превосходстве характеристик предложенной ТМГ над другими гетероструктурами из литературы.

Дополнительно в работе были рассчитаны ВАХ для случаев бислойной и трехслойной пленок МоБ2. Зависимость тока от числа слоев МоБ2 для напряжения 0.02 В представлена на Рис. 4-22с. Так, при добавлении нового промежуточного слоя величина тока падает на порядок как для параллельной, так и для антипараллельной конфигураций. Сами ВАХ для бислойной и трехслойной пленки показаны на Рис. 4-23.

Рис. 4-23. ВАХ для бислойной (квадраты) и трехслойной (треугольники) пленок МоБ2. Черные и красные точки обозначают ток в параллельной и антипараллельной конфигурациях, соответственно

4.4 Выводы к главе

В главе представлено подробное теоретическое исследование структурных, магнитных и электронных свойств новых гетероструктур на основе различных двумерных материалов и ферромагнитного полуметаллического сплава Гейслера CFGG: графен/CFGG, ^-BN/CFGG, MoSe2/CFGG, MoS2/CFGG.

Во всех случаях показано сохранение устойчивых ферромагнитных свойств подложки CFGG, включая поверхностные слои вблизи границы раздела, что обусловлено отсутствием сильного химического связывания поверхности с монослоем. В то же время выявлена существенная зависимость поверхностных электронных свойств CFGG от типа терминации поверхности. Так, в случае терминации атомами ^ в гетероструктурах графен/CFGG и ^-BN/CFGG наблюдается сохранение полуметаллических свойств подложки и 100% спиновая поляризация уже на первом атомном слое CFGG. Напротив, в случае терминации атомами Fe/Ge/Ga на уровне Ферми возникают электронные состояния спин-вниз, что приводит к разрушению полуметаллических свойств CFGG. Однако затем спиновая поляризация быстро восстанавливается, и уже начиная с четвертого слоя (~5 А от границы раздела), ее значение превышает 90%. Аналогичные результаты получены и для MoSe2/CFGG, MoS2/CFGG, где для обеих терминаций поверхности полуметалла спиновая поляризация быстро восстанавливается в пределах четырех-пяти слоев. Важно отметить, что расстояние, на котором восстанавливаются свойства подложки, существенно меньше характерной длины спиновой диффузии (~2 нм) в CFGG [145]. Это позволяет предполагать, что CFGG может эффективно использоваться в спиновых клапанах даже без контроля за терминацией границы раздела.

Помимо анализа влияния границы раздела на свойства сплава Гейслера, в

разделе, посвященном гетероструктуре графен/CFGG, показано и сохранение

конуса Дирака в графене, обусловленное слабым межплоскостным

взаимодействием монослоя с подложкой. Важно отметить, что теоретический

99

анализ природы взаимодействий в графен/CFGG и описание свойств границы раздела были подтверждены результатами экспериментальной работы соавторов, впервые синтезировавших данную гетероструктуру.

Наконец, в четвертой главе впервые предложена и теоретически изучена туннельная магнитная гетероструктура CFGG/MoS2/CFGG. Расчет спин-транспортных свойств продемонстрировал высокие значения коэффициента магнетосопротивления порядка 104-105 %, в зависимости от числа слоев MoS2 и величины приложенного напряжения. Полученные оценки существенно превышают аналогичные значения для ТМГ из других теоретических и экспериментальных научных работ.

Таким образом, представленные в главе результаты работы свидетельствуют о высокой перспективе использования гетероструктур на основе двумерных материалов и полуметаллического сплава Гейслера CFGG в спинтронике, включая создания новых высокоэффективных спиновых клапанов.

Результаты исследований гетероструктуры графен/CFGG опубликованы в Advanced Materials [169].

Результаты исследований гетероструктур MoSe2/CFGG и h-BN/CFGG опубликованы в Physical Chemistry Chemical Physics [170].

Результаты исследований туннельной магнитной гетероструктуры CFGG/M0S2/CFGG посланы в печать.

Апробация результатов, представленных в главе:

• Ларионов К.В. и др. "Магнитные гетероструктуры на основе графена и других двумерных материалов" // 14-я Международная конференция "Углерод: фундаментальные проблемы науки, материаловедение, технология", Москва, 2022 г.

• Larionov K. et al. "2D / half-metallic Heusler alloy" // Smart Nanomaterials (SNAIA 2020), Paris, France, 08.12.19-11.12.20

100

• Larionov K. et al. "Graphene/half-metallic Heusler alloy: toward HighPerformance Graphene Spintronic Devices" // Smart Nanomaterials (SNAIA 2019), Paris, France, 10.12.19-13.12.19

• Larionov K. et al. "Investigation of the graphene/CoiFeGemGam interface" // Graphene Week 2019, Helsinki, Finland, 23.09.19-27.09.19

• Ларионов К.В. и др. "Исследование свойств границы раздела графен/полуметаллический сплав Гейслера" // 3-я российская конференция "Графен: молекула и 2D кристалл", Новосибирск, Россия, 05.08.19-09.08.19

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В данной диссертации представлено теоретическое исследование новых двумерных соединений и гетероструктур на основе переходных металлов. Первая часть работы посвящена предсказанию и описанию новых стабильных двумерных фаз монокарбидов переходных металлов. Во второй части проводится анализ структуры и свойств магнитных гетероструктур на основе полуметаллического сплава Гейслера (CFGG) и целого ряда двумерных материалов, перспективных для последующего применения в спинтронике. Основные результаты работы:

1. Теоретически исследовано формирование различных монокарбидов переходных 3d металлов в ряду ScC-CuC. Показана энергетическая выгодность слоистой орторомбической фазы FeC, CoC, NiC, CuC, в сравнение с объемной фазой типа каменной соли. Доказана термодинамическая стабильность орторомбических монослоев o-FeC и o-CoC, а также монослойной гофрированной фазы i-FeC.

2. Изучена предсказанная двумерная орторомбическая фаза монокарбида кобальта, o-CoC. Продемонстрированы ее динамическая и термическая стабильности, а также предсказан металлический характер проводимости. Исследованы механические свойства.

3. Выполнено теоретическое исследование новой гетероструктуры графен/Co2FeGel/2Gal/2. Объяснена природа слабого межплоскостного взаимодействия, обуславливающего сохранение устойчивого ферромагнетизма и полуметаллических свойств CFGG вблизи границы раздела. Показано сохранение конуса Дирака в графене. Получено согласие с экспериментом.

4. Исследован ряд других гетероструктур на основе монослоев и полуметаллического сплава CFGG: h-BN/CFGG, M0S2/CFGG, MoSe2/CFGG. Во всех случаях показано сохранение ферромагнитных свойств подложки и быстрое восстановление полуметаллических свойств CFGG в пределах четырех атомных слоев.

5. Предложена новая туннельная магнитная гетероструктура CFGG/MoS2/CFGG и теоретически изучены ее спин-транспортные свойства. Получены спектры проводимости и выполнен расчет вольт-амперных характеристик. Получены высокие значения коэффициента туннельного магнетосопротивления (104-105 %), в зависимости числа слоев MoS2 и величины приложенного напряжения. Сделан вывод о высокой перспективе применения данной ТМГ в качестве элемента спинового клапана и других спинтронных устройств.

БЛАГОДАРНОСТИ

Автор выражает благодарность своему научному руководителю, Сорокину Павлу Борисовичу, за чуткое руководство на протяжение многих лет. Также автор благодарит кафедру физики и химии наноструктур ФГБНУ ТИСНУМ и сотрудников лаборатории моделирования новых материалов. Автор выражает признательность за плодотворные дискуссии и ценные советы Сергею Ерохину, Любови Сорокиной, Дмитрию Квашнину, Александру Квашнину, Захару Попову и всем соавторам. Автор искренне благодарит своих родных и близких за неустанную поддержку.

СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Novoselov K.S. et al. Two-dimensional atomic crystals // Proc. Natl. Acad. Sci. 2005. Vol. 102, № 30. P. 10451-10453.

2. Novoselov K.S. et al. A roadmap for graphene // Nature. 2012. Vol. 490, № 7419. P. 192-200.

3. Морозов С.В., Новоселов К.С., Гейм А.К. Электронный транспорт в графене // УФН. 2008. Т. 178, № 5. С. 776-780.

4. Морозов С.В. Новые эффекты в графене с высокой подвижностью носителей // УФН. 2012. Т. 182, № 4. С. 437-442.

5. Manzeli S. et al. 2D transition metal dichalcogenides: 8 // Nat Rev Mater. Nature Publishing Group, 2017. Vol. 2, № 8. P. 1-15.

6. Qian X. et al. Quantum spin Hall effect in two-dimensional transition metal dichalcogenides // Science. American Association for the Advancement of Science, 2014. Vol. 346, № 6215. P. 1344-1347.

7. Чернозатонский Л. А., Артюх А. А. Квазидвумерные дихалькогениды переходных металлов: структура, синтез, свойства и применение // Успехи физических наук. 2018. Т. 188, № 1. С. 3-30.

8. Ларионов К.В., Сорокин П.Б. Исследование плёнок моноатомной толщины: современное состояние // Успехи физических наук. 2021. Т. 191, № 1. С. 30-51.

9. Zhao J. et al. Free-Standing Single-Atom-Thick Iron Membranes Suspended in Graphene Pores // Science. 2014. Vol. 343, № 6176. P. 1228-1232.

10. Larionov K.V., Kvashnin D.G., Sorokin P.B. 2D FeO: A New Member in 2D Metal Oxide Family // The Journal of Physical Chemistry C. 2018. Vol. 122, № 30. P. 17389-17394.

11. Dragoman M., Dinescu A., Dragoman D. 2D Materials Nanoelectronics: New Concepts, Fabrication, Characterization From Microwaves up to Optical Spectrum // physica status solidi (a). 2019. Vol. 216, № 8. P. 1800724.

12. Fiori G. et al. Electronics based on two-dimensional materials: 10 // Nature Nanotech. Nature Publishing Group, 2014. Vol. 9, № 10. P. 768-779.

13. Hirohata A. et al. Review on spintronics: Principles and device applications // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2020. Vol. 509. P. 166711.

14. Novoselov K.S. Graphene: Materials in the Flatland // Rev. Mod. Phys. 2011. Vol. 83, № 3. P. 837-849.

15. Chhowalla M. et al. The chemistry of two-dimensional layered transition metal dichalcogenide nanosheets // Nature Chemistry. 2013. Vol. 5. P. 263-275.

16. Stephens M. So many materials // Physics World Focus on: Nanotechnology. 2018. Vol. 4. P. 7-8.

17. Mounet N. et al. Two-dimensional materials from high-throughput computational exfoliation of experimentally known compounds // Nature Nanotechnology. 2018. Vol. 13, № 3. P. 246-252.

18. Zhou J. et al. 2DMatPedia, an open computational database of two-dimensional materials from top-down and bottom-up approaches // Sci Data. 2019. Vol. 6, № 1. P. 1-10.

19. Brankovic S.R., Wang J.X., Adzic R.R. Metal monolayer deposition by replacement of metal adlayers on electrode surfaces // Surface Science. 2001. Vol. 474, № 1-3. P. L173-L179.

20. Zhang L., Persaud R., Madey T.E. Ultrathin metal films on a metal oxide surface: Growth of Au on Ti02(110) // Phys. Rev. B. 1997. Vol. 56, № 16. P. 10549-10557.

21. Zhang T. et al. Superconductivity in one-atomic-layer metal films grown on Si(111) // Nat Phys. 2010. Vol. 6, № 2. P. 104-108.

22. Eley S. et al. Approaching zero-temperature metallic states in mesoscopic superconductor-normal-superconductor arrays // Nat Phys. 2012. Vol. 8, № 1. P. 59-62.

23. Nevalaita J., Koskinen P. Stability limits of elemental 2D metals in graphene pores // Nanoscale. 2019. Vol. 11. P. 22019-22024.

24. Shao Y., Pang R., Shi X. Stability of Two-Dimensional Iron Carbides Suspended across Graphene Pores: First-Principles Particle Swarm Optimization // J. Phys. Chem. C. 2015. Vol. 119, № 40. P. 22954-22960.

25. Fan D. et al. Highly Stable Two-Dimensional Iron Monocarbide with Planar Hypercoordinate Moiety and Superior Li-Ion Storage Performance // ACS Appl. Mater. Interfaces. American Chemical Society, 2020. Vol. 12, № 27. P. 3029730303.

26. Zhang Z. et al. Two-Dimensional Tetragonal TiC Monolayer Sheet and Nanoribbons // Journal of the American Chemical Society. 2012. Vol. 134, № 47. P. 19326-19329.

27. Xu B. et al. A two-dimensional tetragonal yttrium nitride monolayer: a ferroelastic semiconductor with switchable anisotropic properties // Nanoscale. 2018. Vol. 10, № 1. P. 215-221.

28. Fan D. et al. Novel bonding patterns and optoelectronic properties of the two-dimensional SixCy monolayers // Journal of Materials Chemistry C. 2017. Vol. 5, № 14. P. 3561-3567.

29. Biswas A. et al. Advances in top-down and bottom-up surface nanofabrication: Techniques, applications & future prospects // Advances in Colloid and Interface Science. 2012. Vol. 170, № 1-2. P. 2-27.

30. Чернозатонский Л.А. и др. Алмазоподобный нанослой С2Н - диаман: моделирование структуры и свойств // Письма в ЖЭТФ. 2009. Т. 90, № 2. С. 144-148.

31. Kvashnin A.G. et al. Phase Diagram of Quasi-Two-Dimensional Carbon, From Graphene to Diamond // Nano Lett. 2014. Vol. 14, № 2. P. 676-681.

32. Kvashnin A.G., Sorokin P.B. Lonsdaleite films with nanometer thickness // J. Phys. Chem. Lett. 2014. Vol. 5, № 3. P. 541-548.

33. Kvashnin A.G. et al. Ionic Graphitization of Ultrathin Films of Ionic Compounds // J. Phys. Chem. Lett. 2016. Vol. 7. P. 2659-2663.

34. Claeyssens F. et al. Growth of ZnO thin films—experiment and theory // J. Mater. Chem. 2005. Vol. 15. P. 139-148.

35. Freeman C.L. et al. Graphitic nanofilms as precursors to wurtzite films: theory // Phys. Rev. Lett. 2006. Vol. 96, № 6. P. 066102.

36. Goniakowski J., Noguera C., Giordano L. Prediction of uncompensated polarity in ultrathin films // Phys. Rev. Lett. 2007. Vol. 98, № 20. P. 205701.

37. Sorokin P.B. et al. Spontaneous Graphitization of Ultrathin Cubic Structures: A Computational Study // Nano Lett. 2014. Vol. 14, № 12. P. 7126-7130.

38. Kvashnin A.G., Sorokin P.B., Tomanek D. Graphitic Phase of NaCl. Bulk Properties and Nanoscale Stability // J. Phys. Chem. Lett. 2014. Vol. 5, № 22. P. 4014-4019.

39. Goniakowski J., Noguera C., Giordano L. Using Polarity for Engineering Oxide Nanostructures: Structural Phase Diagram in Free and Supported MgO(111) Ultrathin Films // Phys. Rev. Lett. 2004. Vol. 93, № 21. P. 215702.

40. Hernandez Y. et al. High-yield production of graphene by liquid-phase exfoliation of graphite // Nature Nanotechnology. 2008. Vol. 3, № 9. P. 563-568.

41. Lin S.S. Light-Emitting Two-Dimensional Ultrathin Silicon Carbide // J. Phys. Chem. C. 2012. Vol. 116, № 6. P. 3951-3955.

42. Tsipas P. et al. Evidence for graphite-like hexagonal AlN nanosheets epitaxially grown on single crystal Ag(111) // Applied Physics Letters. 2013. Vol. 103, № 25. P. 251605.

43. Tusche C., Meyerheim H.L., Kirschner J. Observation of depolarized Zn0(0001) monolayers: formation of unreconstructed planar sheets // Phys. Rev. Lett. 2007. Vol. 99, № 2. P. 026102(4).

44. Mansurov V. et al. Graphene-like AlN layer formation on (111)Si surface by ammonia molecular beam epitaxy // J. Cryst. Growth. 2015. Vol. 428. P. 93-97.

45. Kano E. et al. One-atom-thick 2D copper oxide clusters on graphene // Nanoscale. 2017. Vol. 9, № 11. P. 3980-3985.

46. Butler W.H. et al. Spin-dependent scattering and giant magnetoresistance // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1995. Vol. 151, № 3. P. 354-362.

47. Xiong Z.H. et al. Giant magnetoresistance in organic spin-valves // Nature. 2004. Vol. 427, № 6977. P. 821-824.

48. Rachel S., Ezawa M. Giant magnetoresistance and perfect spin filter in silicene, germanene, and stanene // Physical Review B. 2014. Vol. 89, № 19. P. 195303.

49. Butler W.H. et al. Spin-dependent tunneling conductance of Fe | MgO | Fe sandwiches // Physical Review B. 2001. Vol. 63, № 5. P. 054416.

50. Tanaka M., Higo Y. Large Tunneling Magnetoresistance in GaMnAs / AlAs / GaMnAs Ferromagnetic Semiconductor Tunnel Junctions // Phys. Rev. Lett. 2001. Vol. 87, № 2. P. 026602.

51. Chen J.-J. et al. Layer-by-layer assembly of vertically conducting graphene devices // Nature Communications. 2013. Vol. 4, № 1. P. 1921.

52

53

54

55

56

57

58

59

60

61

62

63

64

65

66

67

Worledge D.C., Trouilloud P.L. Magnetoresistance measurement of unpatterned magnetic tunnel junction wafers by current-in-plane tunneling // Applied Physics Letters. 2003. Vol. 83, № 1. P. 84-86.

Chambers S.A., Yoo Y.K. New Materials for Spintronics // MRS Bull. 2003. Vol. 28, № 10. P. 706-710.

Coey J.M.D., Viret M., von Molnar S. Mixed-valence manganites // Advances in Physics. 1999. Vol. 48, № 2. P. 167-293.

Tokura Y., Tomioka Y. Colossal magnetoresistive manganites // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1999. Vol. 200, № 1-3. P. 1-23. Li X.W. et al. Low-field magnetoresistive properties of polycrystalline and epitaxial perovskite manganite films // Appl. Phys. Lett. 1997. Vol. 71, № 8. P. 1124-1126.

§en C., Alvarez G., Dagotto E. Competing Ferromagnetic and Charge-Ordered States in Models for Manganites: The Origin of the Colossal Magnetoresistance Effect // Phys. Rev. Lett. 2007. Vol. 98, № 12. P. 127202. Sakai S. et al. Dirac Cone Spin Polarization of Graphene by Magnetic Insulator Proximity Effect Probed with Outermost Surface Spin Spectroscopy // Adv. Funct. Mater. 2018. Vol. 28, № 20. P. 1800462.

Kuklin A. et al. Two-Dimensional Hexagonal CrN with Promising Magnetic and Optical Properties: Theoretical Prediction // Nanoscale. 2017. Vol. 9. P. 621630.

Modarresi M. et al. Lateral Spin Valve Based on the Two-Dimensional CrN/P/ CrN Heterostructure // Phys. Rev. Applied. 2019. Vol. 11, № 6. P. 064015. Kuklin A.V., Shostak S.A., Kuzubov A.A. Two-Dimensional Lattices of VN: Emergence of Ferromagnetism and Half-Metallicity on Nanoscale // The Journal of Physical Chemistry Letters. 2018. Vol. 9, № 6. P. 1422-1428. Hirohata A. et al. Roadmap for Emerging Materials for Spintronic Device Applications // IEEE Trans. Magn. 2015. Vol. 51, № 10. P. 1-11. Wu Q. et al. Transition-Metal Dihydride Monolayers: A New Family of Two-Dimensional Ferromagnetic Materials with Intrinsic Room-Temperature Half-Metallicity // The Journal of Physical Chemistry Letters. 2018. Vol. 9, № 15. P. 4260-4266.

Zhou X. et al. A Large Family of Synthetic Two-Dimensional Metal Hydrides // JACS. 2019. Vol. 141, № 19. P. 7899-7905.

Jiang Z. et al. MBene (MnB): a new type of 2D metallic ferromagnet with high Curie temperature // Nanoscale Horiz. The Royal Society of Chemistry, 2018. Vol. 3, № 3. P. 335-341.

Zheng S. et al. High-Temperature Ferromagnetism in an Fe3P Monolayer with a Large Magnetic Anisotropy // The Journal of Physical Chemistry Letters. 2019. Vol. 10, № 11. P. 2733-2738.

Sun Y. et al. Room-Temperature Ferromagnetism in Two-Dimensional Fe2Si Nanosheet with Enhanced Spin-Polarization Ratio // Nano Letters. 2017. Vol. 17, № 5. P. 2771-2777.

68. Chen W. et al. Two-dimensional pentagonal CrX (X = S, Se or Te) monolayers: antiferromagnetic semiconductors for spintronics and photocatalysts // Physical Chemistry Chemical Physics. 2018. Vol. 20, № 27. P. 18348-18354.

69. Chen W. et al. Electronic structure and magnetism of MTe2 (M = Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co and Ni) monolayers // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2020. Vol. 508. P. 166878.

70. Béa H. et al. Combining half-metals and multiferroics into epitaxial heterostructures for spintronics // Appl. Phys. Lett. American Institute of Physics, 2006. Vol. 88, № 6. P. 062502.

71. Ishikawa T. et al. Influence of film composition in Co2MnSi electrodes on tunnel magnetoresistance characteristics of Co2MnSi/MgO/Co2MnSi magnetic tunnel junctions // Appl. Phys. Lett. American Institute of Physics, 2009. Vol. 95, № 23. P. 232512.

72. Alijani V. et al. Quaternary half-metallic Heusler ferromagnets for spintronics applications // Physical Review B. 2011. Vol. 83, № 18. P. 184428.

73. Hirohata A. et al. Heusler-alloy films for spintronic devices // Appl. Phys. A. 2013. Vol. 111, № 2. P. 423-430.

74. Hirohata A. et al. Perpendicular Magnetic Anisotropy in Heusler Alloy Films and Their Magnetoresistive Junctions: 1 // Materials. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2018. Vol. 11, № 1. P. 105.

75. Bibes M., Villegas J.E., Barthélémy A. Ultrathin oxide films and interfaces for electronics and spintronics // Advances in Physics. 2011. Vol. 60, № 1. P. 5-84.

76. Amamou W. et al. Contact induced spin relaxation in graphene spin valves with Al 2 O 3 and MgO tunnel barriers // APL Materials. 2016. Vol. 4, № 3. P. 032503.

77. Yun J. Ultrathin Metal films for Transparent Electrodes of Flexible Optoelectronic Devices // Adv. Funct. Mater. 2017. Vol. 27, № 18. P. 1606641.

78. Li W. et al. Magnetic tunnel junctions with single-layer-graphene tunnel barriers // Physical Review B. 2014. Vol. 89, № 18. P. 184418.

79. Yazyev O.V., Pasquarello A. Magnetoresistive junctions based on epitaxial graphene and hexagonal boron nitride // Phys. Rev. B. American Physical Society, 2009. Vol. 80, № 3. P. 035408.

80. Galbiati M. et al. A Local Study of the Transport Mechanisms in MoS2 Layers for Magnetic Tunnel Junctions // ACS Appl. Mater. Interfaces. American Chemical Society, 2018. Vol. 10, № 36. P. 30017-30021.

81. Patel A.B. et al. Electrophoretically Deposited MoSe2/WSe2 Heteroj unction from Ultrasonically Exfoliated Nanocrystals for Enhanced Electrochemical Photoresponse // ACS Appl. Mater. Interfaces. American Chemical Society, 2019. Vol. 11, № 4. P. 4093-4102.

82. Dayen J.-F. et al. Two-dimensional van der Waals spinterfaces and magnetic-interfaces // Applied Physics Reviews. American Institute of Physics, 2020. Vol. 7, № 1. P. 011303.

83. Radisavljevic B., Kis A. Mobility engineering and a metal-insulator transition in monolayer MoS 2: 9 // Nature Materials. Nature Publishing Group, 2013. Vol.

12, № 9. P. 815-820.

84. Zhu Z.Y., Cheng Y.C., Schwingenschlögl U. Giant spin-orbit-induced spin splitting in two-dimensional transition-metal dichalcogenide semiconductors // Phys. Rev. B. American Physical Society, 2011. Vol. 84, № 15. P. 153402.

85. Dolui K. et al. Efficient spin injection and giant magnetoresistance in Fe/MoS2/Fe junctions // Phys. Rev. B. 2014. Vol. 90, № 4. P. 041401.

86. Wang W. et al. Spin-Valve Effect in NiFe/MoS2/NiFe Junctions // Nano Letters. 2015. Vol. 15, № 8. P. 5261-5267.

87. Wu H.-C. et al. Spin-dependent transport properties of Fe3O4/MoS2/Fe3O4 junctions // Scientific Reports. 2015. Vol. 5, № 1. P. 1-8.

88. Yang W. et al. Spin-filter induced large magnetoresistance in 2D van der Waals magnetic tunnel junctions // Nanoscale. Royal Society of Chemistry, 2021. Vol.

13, № 2. P. 862-868.

89. Zhou J. et al. Large tunneling magnetoresistance in VSe2/MoS2 magnetic tunnel junction // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2019. Vol. 11, № 19. P. 17647-17653.

90. Dolui K., Nikolic B.K. Spin-orbit-proximitized ferromagnetic metal by monolayer transition metal dichalcogenide: Atlas of spectral functions, spin textures, and spin-orbit torques in Co/MoSe2, Co/WSe2, and Co/TaSe2 heterostructures // Phys. Rev. Materials. American Physical Society, 2020. Vol. 4, № 10. P. 104007.

91. Ghiasi T.S. et al. Charge-to-Spin Conversion by the Rashba-Edelstein Effect in Two-Dimensional van der Waals Heterostructures up to Room Temperature // Nano Letters. 2019. Vol. 19, № 9. P. 5959-5966.

92. Benitez L.A. et al. Tunable room-temperature spin galvanic and spin Hall effects in van der Waals heterostructures // Nat. Mater. 2020. Vol. 19, № 2. P. 170-175.

93. Parr R.G., Yang W. Density-Functional Theory of the Electronic Structure of Molecules // Annu. Rev. Phys. Chem. 1995. Vol. 46, № 1. P. 701-728.

94. Perdew J.P., Burke K., Ernzerhof M. Generalized gradient approximation made simple // Physical review letters. 1996. Vol. 77, № 18. P. 3865-3868.

95. Heyd J., Scuseria G.E., Ernzerhof M. Hybrid functionals based on a screened Coulomb potential // The Journal of Chemical Physics. 2003. Vol. 118, № 18. P. 8207-8215.

96. Liechtenstein A.I., Anisimov V.I., Zaanen J. Density-functional theory and strong interactions: Orbital ordering in Mott-Hubbard insulators // Physical Review B. 1995. Vol. 52, № 8. P. R5467.

97. Grimme S. et al. A consistent and accurate ab initio parametrization of density functional dispersion correction (DFT-D) for the 94 elements H-Pu // The Journal of Chemical Physics. 2010. Vol. 132, № 15. P. 154104.

98. Dion M. et al. Van der Waals Density Functional for General Geometries // Phys. Rev. Lett. 2004. Vol. 92, № 24. P. 246401.

99. Klimes J., Bowler D.R., Michaelides A. Van der Waals density functionals applied to solids // Physical Review B. 2011. Vol. 83, № 19. P. 195131.

100. Büttiker M. et al. Generalized many-channel conductance formula with application to small rings // Phys. Rev. B. American Physical Society, 1985. Vol. 31, № 10. P. 6207-6215.

101. Sanvito S. Ab-initio methods for spin-transport at the nanoscale level // arXiv:cond-mat/0503445. 2005.

102.Papior N. et al. Improvements on non-equilibrium and transport Green function techniques: The next-generation transiesta // Computer Physics Communications. 2017. Vol. 212. P. 8-24.

103.0ganov A.R., Glass C.W. Crystal structure prediction using ab initio

evolutionary techniques: Principles and applications // The Journal of Chemical Physics. 2006. Vol. 124, № 24. P. 244704.

104.Lyakhov A.O. et al. New developments in evolutionary structure prediction algorithm USPEX // Computer Physics Communications. 2013. Vol. 184, № 4. P. 1172-1182.

105. Niu H. et al. Variable-composition structural optimization and experimental verification of MnB3 and MnB4 // Phys. Chem. Chem. Phys. 2014. Vol. 16, № 30. P. 15866-15873.

106. Kresse G., Furthmüller J. Efficient iterative schemes for ab initio total-energy calculations using a plane-wave basis set // Physical Review B. 1996. Vol. 54, № 16. P. 11169-11186.

107. Kresse G., Furthmüller J. Efficiency of ab-initio total energy calculations for metals and semiconductors using a plane-wave basis set // Computational Materials Science. 1996. Vol. 6, № 1. P. 15-50.

108. Kresse G., Hafner J. Ab initio molecular-dynamics simulation of the liquid-metal-amorphous-semiconductor transition in germanium // Physical Review B. 1994. Vol. 49, № 20. P. 14251-14269.

109.Monkhorst H.J., Pack J.D. Special points for Brillouin-zone integrations // Physical Review B. 1976. Vol. 13, № 12. P. 5188-5192.

110. Anisimov V.I., Zaanen J., Andersen O.K. Band theory and Mott insulators: Hubbard U instead of Stoner I // Physical Review B. 1991. Vol. 44, № 3. P. 943.

111. Nowotny H., Auer-Welsbach H. Über das Scandiumcarbid // Monatshefte für Chemie. 1961. Vol. 92, № 3. P. 789-793.

112. Szymanski N.J. et al. Unconventional superconductivity in 3d rocksalt transition metal carbides // J. Mater. Chem. C. 2019. Vol. 7, № 40. P. 12619-12632.

113.Nakamura K., Yashima M. Crystal structure of NaCl-type transition metal monocarbides MC (M=V, Ti, Nb, Ta, Hf, Zr), a neutron powder diffraction study // Materials Science and Engineering: B. 2008. Vol. 148, № 1-3. P. 69-72.

114. Liu B.X., Cheng X.Y. A metastable Cr carbide of NaCl structure formed by carbon-ion implantation into chromium films // Journal of Physics: Condensed Matter. 1992. Vol. 4, № 16. P. L265-L268.

115. Wang J. et al. Formation of NaCl-type Cr carbide by carbon ion implantation // Applied Physics A Solids and Surfaces. 1993. Vol. 56, № 4. P. 307-309.

116. Nose S. A unified formulation of the constant temperature molecular dynamics methods // The Journal of Chemical Physics. 1984. Vol. 81, № 1. P. 511-519.

117.Hoover W.G. Canonical dynamics: Equilibrium phase-space distributions // Phys. Rev. A. 1985. Vol. 31, № 3. P. 1695-1697.

118.Takahashi Y.K. et al. Large magnetoresistance in current-perpendicular-to-plane pseudospin valve using a Co2Fe(Ge0.5Ga0.5) Heusler alloy // Applied Physics Letters. 2011. Vol. 98, № 15. P. 152501.

119. Varaprasad B.S.D.Ch.S. et al. Spin polarization and Gilbert damping of Co2Fe(GaxGe1-x) Heusler alloys // Acta Materialia. 2012. Vol. 60, № 18. P. 6257-6265.

120.Troullier N., Martins J.L. Efficient pseudopotentials for plane-wave calculations // Phys. Rev. B. 1991. Vol. 43, № 3. P. 1993-2006.

121. Wang S. et al. Orientation dependent interlayer stacking structure in bilayer MoS2 domains // Nanoscale. The Royal Society of Chemistry, 2017. Vol. 9, № 35. P. 13060-13068.

122.Liu Q. et al. Tuning Electronic Structure of Bilayer MoS2 by Vertical Electric Field: A First-Principles Investigation // J. Phys. Chem. C. American Chemical Society, 2012. Vol. 116, № 40. P. 21556-21562.

123.Novoselov K.S. et al. Two-dimensional atomic crystals. // Proceedings of the National Academy of Sciences of the United States of America. 2005. Vol. 102, № 30. P. 10451-10453.

124. Gupta A., Sakthivel T., Seal S. Recent development in 2D materials beyond graphene // Progress in Materials Science. 2015. Vol. 73. P. 44-126.

125. Yin K. et al. Unsupported single-atom-thick copper oxide monolayers // 2D Materials. 2017. Vol. 4, № 1. P. 011001.

126.Arpita Aparajita A.N. et al. High-Pressure Synthesis of Manganese Monocarbide: A Potential Superhard Material // Inorganic Chemistry. 2018. Vol. 57, № 22. P. 14178-14185.

127.Quesne M.G. et al. Bulk and surface properties of metal carbides: implications for catalysis // Physical Chemistry Chemical Physics. 2018. Vol. 20, № 10. P. 6905-6916.

128. Gibson J.S. et al. First-principle study of structure and stability of nickel carbides // Journal of Physics: Condensed Matter. 2010. Vol. 22, № 44. P. 445503.

129.Hoffmann Roald., Alder R.W., Wilcox C.F. Planar tetracoordinate carbon // J. Am. Chem. Soc. 1970. Vol. 92, № 16. P. 4992-4993.

130.Jimenez-Izal E., Saeys M., Alexandrova A.N. Metallic and Magnetic 2D Materials Containing Planar Tetracoordinated C and N // J. Phys. Chem. C. 2016. Vol. 120, № 38. P. 21685-21690.

131. Haglund J. et al. Theory of bonding in transition-metal carbides and nitrides // Physical Review B. 1993. Vol. 48, № 16. P. 11685-11691.

132. Jansson U., Lewin E. Sputter deposition of transition-metal carbide films — A critical review from a chemical perspective // Thin Solid Films. 2013. Vol. 536. P. 1-24.

133.Hirota K. et al. Simultaneous synthesis and consolidation of chromium carbides (Cr3C2, Cr7C3 and Cr23C6) by pulsed electric-current pressure sintering // Materials Science and Engineering: A. 2005. Vol. 399, № 1-2. P. 154-160.

134.Hu Y. et al. Hollow Spheres of Iron Carbide Nanoparticles Encased in Graphitic Layers as Oxygen Reduction Catalysts // Angew. Chem. Int. Ed. 2014. Vol. 53, № 14. P. 3675-3679.

135.Tang W., Sanville E., Henkelman G. A grid-based Bader analysis algorithm without lattice bias // J. Phys.: Condens. Matter. 2009. Vol. 21, № 8. P. 084204.

136. Zhao Y.-H. et al. Structural and electronic properties of cobalt carbide Co2C and its surface stability: Density functional theory study // Surface Science. 2012. Vol. 606, № 5. P. 598-604.

137.Lv Z.Q. et al. First-principles study on the structural stability, electronic and magnetic properties of Fe2C // Computational Materials Science. 2008. Vol. 42, № 4. P. 692-697.

138.Peng Q., Ji W., De S. Mechanical properties of the hexagonal boron nitride monolayer: Ab initio study // Computational Materials Science. 2012. Vol. 56. P. 11-17.

139. Wei X. et al. Nonlinear elastic behavior of graphene: ab initio calculations to continuum description // Physical Review B. 2009. Vol. 80, № 20. P. 205407.

140. Cooper R.C. et al. Nonlinear elastic behavior of two-dimensional molybdenum disulfide // Physical Review B. 2013. Vol. 87, № 3. P. 035423(11).

141.Kudin K.N., Scuseria G.E., Yakobson B.I. C2F, BN, and C nanoshell elasticity from ab initio computations // Physical Review B. 2001. Vol. 64, № 23. P. 235406.

142.Larionov K.V., Seifert G., Sorokin P.B. Insights into regularity of 2D 3d transition metal monocarbides formation // Nanoscale. 2020. Vol. 12, № 25. P. 13407-13413.

143. Ларионов К.В. и др. Исследование нового двумерного соединения CoC // Письма в ЖЭТФ. 2018. Т. 108, № 1-2. С. 14-18.

144.Neggache A. et al. Testing epitaxial Co1.5Fe1.5Ge(001) electrodes in MgO-based magnetic tunnel junctions // Applied Physics Letters. 2014. Vol. 104, № 25. P. 252412.

145. Li S. et al. Enhancement of giant magnetoresistance by L21 ordering in Co2Fe(Ge0.5Ga0.5) Heusler alloy current-perpendicular-to-plane pseudo spin valves // Applied Physics Letters. 2013. Vol. 103, № 4. P. 042405.

146. Gass M.H. et al. Free-standing graphene at atomic resolution // Nature Nanotechnology. 2008. Vol. 3, № 11. P. 676-681.

147.Ferrari A.C., Basko D.M. Raman spectroscopy as a versatile tool for studying the properties of graphene // Nature Nanotechnology. 2013. Vol. 8, № 4. P. 235246.

148. Das A. et al. Monitoring dopants by Raman scattering in an electrochemically top-gated graphene transistor // Nature Nanotechnology. 2008. Vol. 3, № 4. P. 210-215.

149. Schultz B.J. et al. On chemical bonding and electronic structure of graphene-metal contacts // Chem. Sci. 2013. Vol. 4, № 1. P. 494-502.

150. Wurmehl S. et al. Investigation of Co2FeSi: The Heusler compound with highest Curie temperature and magnetic moment // Applied Physics Letters. 2006. Vol. 88, № 3. P. 032503.

151.Kallmayer M. et al. Spin-resolved unoccupied density of states in epitaxial Heusler-alloy films // Physical Review B. 2009. Vol. 80, № 2. P. 020406(R).

152. Wong P.K.J. et al. Growth mechanism and interface magnetic properties of Co nanostructures on graphite // Physical Review B. 2011. Vol. 84, № 5. P. 054420.

153.Furlan A. et al. Structure and bonding in amorphous iron carbide thin films // Journal of Physics: Condensed Matter. 2015. Vol. 27, № 4. P. 045002.

154. Liu W.Q. et al. Atomic-Scale Interfacial Magnetism in Fe/Graphene Heterojunction // Scientific Reports. 2015. Vol. 5, № 1. P. 11911.

155.Bertoni G. et al. First-principles calculation of the electronic structure and EELS spectra at the graphene/Ni(111) interface // Physical Review B. 2005. Vol. 71, № 7. P. 075402.

156. Sabio J. et al. Electrostatic interactions between graphene layers and their environment // Physical Review B. 2008. Vol. 77, № 19. P. 195409.

157. Kozlov S.M., Vines F., Görling A. Bonding Mechanisms of Graphene on Metal Surfaces // The Journal of Physical Chemistry C. 2012. Vol. 116, № 13. P. 73607366.

158. Björkman T. et al. van der Waals Bonding in Layered Compounds from Advanced Density-Functional First-Principles Calculations // Physical Review Letters. 2012. Vol. 108, № 23.P. 235502.

159.Matsumoto Y. et al. Spin orientation transition across the single-layer graphene/nickel thin film interface // Journal of Materials Chemistry C. 2013. Vol. 1, № 35. P. 5533.

160. Yang H. et al. Anatomy and Giant Enhancement of the Perpendicular Magnetic Anisotropy of Cobalt-Graphene Heterostructures // Nano Letters. 2016. Vol. 16, № 1. P. 145-151.

161. Yang H. et al. Significant Dzyaloshinskii-Moriya interaction at graphene-ferromagnet interfaces due to the Rashba effect // Nature Materials. 2018. Vol. 17, № 7. P. 605-609.

162.Dahal A., Batzill M. Graphene-nickel interfaces: a review // Nanoscale. 2014. Vol. 6, № 5. P. 2548.

163.Entani S. et al. Precise control of single- and bi-layer graphene growths on epitaxial Ni(111) thin film // Journal of Applied Physics. 2012. Vol. 111, № 6. P. 064324.

164.Usachov D.Yu. et al. Raman Spectroscopy of Lattice-Matched Graphene on Strongly Interacting Metal Surfaces // ACS Nano. 2017. Vol. 11, № 6. P. 63366345.

165.Batzill M. The surface science of graphene: Metal interfaces, CVD synthesis, nanoribbons, chemical modifications, and defects // Surface Science Reports. 2012. Vol. 67, № 3-4. P. 83-115.

166.Entani S. et al. Spin polarization of single-layer graphene epitaxially grown on Ni( 111) thin film // Carbon. 2013. Vol. 61. P. 134-139.

167.Miyashita A. et al. Spin polarization of graphene and h-BN on Co(0001) and Ni(111) observed by spin-polarized surface positronium spectroscopy // Physical Review B. 2018. Vol. 97, № 19. P. 195405.

168. Sakai S. et al. Proximity-Induced Spin Polarization of Graphene in Contact with Half-Metallic Manganite // ACS Nano. 2016. Vol. 10, № 8. P. 7532-7541.

169.Li S. et al. Graphene/Half-Metallic Heusler Alloy: A Novel Hetero structure toward High-Performance Graphene Spintronic Devices // Advanced Materials. 2019. Vol. 32, № 6. P. 1905734.

170.Larionov K.V., Pereda J.J.P., Sorokin P.B. A DFT study on magnetic interfaces based on half-metallic Co2FeGe1/2Ga1/2 with h-BN and MoSe2 monolayers // Phys. Chem. Chem. Phys. The Royal Society of Chemistry, 2022. Vol. 24, № 2. P. 1023-1028.