Улучшенные термоэлектрические характеристики эпитаксиальных тонких пленок BiCuSeO, легированных Ba, с осью c-осью

Фон

Мировой энергетический кризис и экологическая проблема в последние несколько десятилетий вызвали потребность в возобновляемых источниках чистой энергии, и были предприняты активные усилия по поиску инновационных термоэлектрических (ТЭ) материалов из-за их потенциального применения в преобразовании отработанного тепла и охлаждении Пельтье. Характеристики материалов TE оцениваются безразмерным показателем качества ZT . =( S ² / ρκ ) Т , где S коэффициент Зеебека, ρ - удельное электрическое сопротивление, κ теплопроводность, T абсолютная температура. Следовательно, для достижения высокого ZT , одна из стратегий - улучшить коэффициент мощности S ² / ρ а другой - подавить теплопроводность κ .

BiCuSeO, четвертичный оксиселенид, привлек большое внимание как новый многообещающий ТЭ материал из-за его очень низкой теплопроводности [1, 2]. Это соединение кристаллизуется в тетрагональной структуре ZrCuSiAs с пространственной группой P4 / нм, которая состоит из изолирующего (Bi ₂ О ₂ ) ²⁺ слои и проводящие (Cu ₂ Se ₂ ) ^2– слои поочередно укладываются вдоль c ось. За последние несколько лет были проделаны обширные работы по повышению ТЭ характеристик массивов BiCuSeO за счет оптимизации его коэффициента мощности и теплопроводности за счет легирования элементов [3,4,5,6,7,8,9,10,11, 12,13], c -осевое текстурирование [14], настройка запрещенной зоны [15, 16], создание вакансий Bi и / или Cu [17,18,19], инженерные границы зерен [20, 21], добавление нановключений [22], введение спина энтропия магнитным ионом [23] и др. Например, Zhao LD et al. сообщил о высоком ZT около 1,4 при 923 К в c ось текстурированные объемы BiCuSeO, легированные Ba. Текстурирование значительно оптимизировало подвижность носителей, что привело к увеличению электропроводности и, следовательно, коэффициента мощности [14]. Xie X et al. исследовали высокие характеристики объемных материалов BiCuSeO путем введения двойных вакансий Bi / Cu и высокого ZT значение 0,84 было получено при 750 К. Двойные вакансии сильно подавляли теплопроводность из-за повышенного рассеяния фононов. Более того, межслойный перенос заряда между этими двойными вакансиями Bi / Cu привел к значительному увеличению электропроводности с относительно высоким коэффициентом Зеебека [19]. Недавно Лю. Y et al. сообщили о синергетической оптимизации электрических и теплопередающих свойств массивов BiCuSeO с помощью метода двойного легирования Pb / Ca и о рекордно высоком ZT около 1,5 было достигнуто в образце Bi _0,88 Ca _0,06 Pb _0,06 CuSe при 873 К [12].

Для миниатюризации TE-устройств может быть выгодна наноразмерная тонкая пленка, поскольку она совместима с микроэлектромеханической системой. Более того, тонкопленочные ТЭ устройства могут достигать очень высокой плотности мощности охлаждения и очень быстрого охлаждения [24, 25]. Однако изготовление тонких пленок на основе BiCuSeO является сложной задачей из-за сложности управления переносом стехиометрии таких сложных структур и присутствия летучих элементов Bi и Se. До сих пор было очень мало сообщений о росте тонких пленок и термоэлектрических свойствах [26,27,28]. В этой статье c -ориентированные по оси тонкие пленки BiCuSeO, легированные Ba, были выращены на SrTiO ₃ (001) Были исследованы подложки посредством импульсного лазерного осаждения и влияние легирования Ba на структуру, валентное состояние элементов и ТЕ-свойства пленок. С одной стороны, Ba ²⁺ может эффективно заменить Bi ³⁺ как p легирующая добавка, приводящая к оптимизированным электротранспортным свойствам BiCuSeO за счет увеличения концентрации носителей. С другой стороны, легирование Ba может привести к появлению точечных дефектов замещения Ba-Bi, которые могут эффективно рассеивать высокочастотные фононы и значительно снижать решеточную теплопроводность BiCuSeO. Наилучший коэффициент мощности (PF) 1,24 мВт м ⁻¹ К ⁻² температура около 673 К была достигнута в образце тонкой пленки, легированного 7,5% Ba, что примерно в 1,5 раза выше, чем у образцов с двойным легированием Pb / Ca или c объемные образцы BiCuSeO, легированные Ba. Поскольку тонкие пленки наноразмерной толщины обычно имеют очень низкую теплопроводность, от этих тонких пленок BiCuSeO, легированных Ba, можно ожидать высоких термоэлектрических характеристик.

Методы

Би _{1 - x} Ба _x CuSeO ( x =0%, 2,5%, 5%, 7,5%, 10%) тонкие пленки толщиной около 50 нм были нанесены на промышленный SrTiO ₃ (001) Монокристаллические подложки методом PLD в атмосфере аргона высокой чистоты. Параметры плоской решетки BiCuSeO ( a = b =0,3926 нм) очень близки к таковым для SrTiO ₃ (кубический, a = b =0,3905 нм), что приводит к небольшому рассогласованию решеток в плоскости около 0,54% между пленкой и подложкой. Эксимерный лазер с длиной волны 308 нм использовался для абляции соответствующих поликристаллических керамических мишеней, спеченных традиционным методом твердотельной реакции в герметизированных кварцевых трубках. Во время выращивания пленки плотность энергии лазерного излучения на мишени составляла около 1,0 Дж / см ⁻² . частота следования импульсов лазера составляла 5 Гц, расстояние между пленкой и подложкой составляло около 50 мм, давление аргона составляло около 0,1 Па, а температура подложки составляла около 330 ° C соответственно.

Кристаллическую структуру пленки измеряли с помощью дифракции рентгеновских лучей (XRD) с Cu K _α радиация. Морфологию поверхности анализировали с помощью растрового электронного микроскопа (SEM, FEI XL30 S-FEG) при рабочем напряжении 15 кВ. Автоэмиссионный просвечивающий электронный микроскоп (ТЕМ, Tecnai G2 F20) использовался для характеристики микроструктурных свойств пленок. Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия (XPS, PHI Quantera SXM, ULVAC-PHI, Япония) использовалась для исследования валентных состояний элементов. Измерения XPS проводились ex situ. Рабочее давление в камере XPS составляло примерно 2 × 10 ⁻⁷ Па. Перед измерением образец протравливался в течение 5 мин низкоэнергетическим Ar ⁺ в камере XPS для удаления загрязнений с поверхности пленки. Измерения Холла были выполнены в системе измерения физических свойств (PPMS-9) с использованием конфигурации Ван дер Пау. Удельное электрическое сопротивление четырех зондов и коэффициент Зеебека были измерены в гелии на коммерческом оборудовании (Linseis, LSR-800) от комнатной температуры до 700 К со скоростью нагрева 5 К мин ⁻¹ .

Результаты и обсуждение

На рис. 1а показан XRD θ . –2 θ сканирование Bi _{1 - x} Ба _x Тонкие пленки CuSeO с различным содержанием легирования Ba. Все пики в паттернах могут быть проиндексированы до (00 l ) дифракции тетрагональной фазы BiCuSeO с пространственной группой P4 / nmm (PDF № 45–0296), свидетельствующие о том, что пленки BiCuSeO с идеальной c -осевое выравнивание. Полная ширина на полувысоте этих дифракционных пиков увеличивается с увеличением содержания легирования Ba, показывая, что средний размер зерна в пленках становится меньше. Уменьшение размера зерен, скорее всего, связано с закрепляющим эффектом легирующей добавки, которая может подавлять движение границ зерен BiCuSeO и, таким образом, подавлять рост зерен [29, 30]. Кроме того, очевидный сдвиг на 2 θ в сторону меньшего угла наблюдается с увеличением содержания легирования Ba за счет больших ионных радиусов Ba ²⁺ (1,42 Å) по сравнению с Bi ³⁺ (1,17 Å), что предполагает, что Ba ²⁺ был успешно включен в решетку BiCuSeO в Bi ³⁺ сайт. c Параметры решетки настоящих тонких пленок BiCuSeO, рассчитанные по результатам XRD на рис. 1а, показывают тенденцию к увеличению с увеличением содержания Ba, и значения очень близки к соответствующим объемным образцам [8]. Недавно He et al. исследовали массивные образцы BiCuSeO с сильным легированием Ba с содержанием легирования Ba ≥ 5% с помощью сканируемого электронного микроскопа с поправкой на Cs и обнаружили, что только часть атомов Bi замещена примесью Ba в слоях Bi – O, а превышение количества Ba образует наноразмерный BaSeO ₃ преципитаты диспергированы в матрице BiCuSeO [6]. Однако в нынешних тонких пленках BiCuSeO с сильным легированием Ba в пределах предела измерения XRD не обнаруживается никаких очевидных вторых фаз, что может быть связано с тем, что предел растворимости Ba выше в пленках, изготовленных PLD.

а XRD θ –2 θ сканирование Bi _{1 - x} Ба _x CuSeO (0 ≤ x ≤ 10%) тонких пленок на SrTiO ₃ (001) субстраты. б Полярная фигура BiCuSeO (111) и SrTiO ₃ (110) - 33,75 °. c φ сканирование пика (103) тонкопленочного образца BiCuSeO

ab Информация о плоской текстуре была исследована с помощью полюсных фигур XRD с использованием дифрактометра Bruker D8 с системой GADDS. Мы записали один на 2 θ =33,75 °. Это конкретное значение угла было выбрано потому, что (i) оно соответствует высокоинтенсивному пику структуры BiCuSeO, а именно пику (111), (ii) оно близко к пику (110) SrTiO ₃ подложка, позволяющая наблюдать как компоненты BiCuSeO, так и SrTiO ₃ на той же полюсной фигуре. Результат представлен на рис. 1б как для наблюдаемых, так и для смоделированных. Анализ проводился путем визуального сравнения измеренных увеличенных полюсных плотностей с рассчитанными сферическими проекциями SrTiO ₃ кристаллы BiCuSeO с использованием программы STEREOPOLE [31]. Во-первых, можно смоделировать различные наблюдаемые полюса с учетом (00 l ) ориентированная пленка BiCuSeO, нанесенная на (100) SrTiO ₃ субстрат (как уже было установлено из θ –2 θ сканы); во-вторых, поскольку наблюдаются только точечные полюса, можно сделать вывод, что пленка не только текстурированная, но и эпитаксиальная. Наконец, различная ориентация двух смоделированных решеток приводит к следующим эпитаксиальным отношениям между SrTiO ₃ подложка и пленка BiCuSeO:[010] SrTiO ₃ // [010] BiCuSeO и [001] SrTiO ₃ // [- 100] BiCuSeO. Мы также выполнили измерения phi-сканирования для пленки, как показано на рис. 1c. Хорошо видно, что сканирование phi показывает 4-кратно симметричные дифракционные пики, соответствующие тетрагональной симметрии решетки.

На рис. 2а показаны поперечные сечения ПЭМ-изображений низкого разрешения образцов тонкой пленки BiCuSeO, легированных 7,5% Ba, на SrTiO ₃ . подложка, имеющая очень плоскую поверхность и границу раздела. На границе раздела между пленкой и подложкой можно наблюдать очень тонкий «яркий» слой толщиной в несколько нанометров, что может быть вызвано несоответствием кристаллографической структуры двух гетерогенных фаз, поскольку температура роста пленки относительно низкая [32] . На рис. 2б, в показано поперечное сечение ПЭМ-изображения высокого разрешения того же образца. Слоистая структура с попеременно уложенными друг на друга изолирующими слоями Bi-O и проводящими слоями Cu-Se вдоль c -ось хорошо видна на изображениях. На рисунке 2d показана соответствующая выбранная область электронограммы (SAED), которая подтверждает c -осноориентированный эпитаксиальный характер пленки на SrTiO ₃ субстрат.

а Низкий и ( b ) ПЭМ-изображение поперечного сечения Bi _0.925 с большим увеличением Ba _0,075 Пленка CuSeO на SrTiO ₃ (001) субстрат. c Увеличенное изображение части пленки с помощью ВРЭМ. г Соответствующий шаблон SEAD Bi _0.925 Ba _0,075 CuSeO / SrTiO ₃ поперечное сечение. Направление падения электронного луча в a - г все в направлении [001]

Валентные состояния ионов в пленке BiCuSeO после легирования Ba были проанализированы методом РФЭС. На рис. 3a – d представлены XPS-спектры остовных уровней Bi 4f, Ba 3d, Cu 2p и Se 3d для образца тонкой пленки BiCuSeO, легированного 7,5% Ba, соответственно. Линия C 1 s (284,8 эВ) использовалась для калибровки шкалы энергии связи для измерений XPS. На рисунке 3а видны два основных пика при энергии связи 159,1 и 164,4 эВ, соответствующих основным линиям 4f _7/2 . и 4f _5/2 из Би ³⁺ ионы соответственно. Разница в энергии связи между этими двумя пиками составляет около 5,3 эВ, что хорошо согласуется с ранее полученными данными, полученными для массивных образцов BiCuSeO, легированных Pb или Ca [10, 33]. Более того, дополнительные пики плеч, расположенные на стороне с более низкой энергией связи Bi ³⁺ пики наблюдаются на рис. 3a, указывая на то, что существуют некоторые ионы Bi с более низкой степенью окисления + 3 - x в образце пленки, легированной Ba [10, 33]. Эти ионы Bi с более низкой валентностью могут вносить дырки в слой Cu-Se, тем самым увеличивая концентрацию носителей и улучшая электропроводность. Спектр основных уровней Ba 3d показывает, что Ba имеет тенденцию окисляться до стабильной степени окисления +2 в Bi _0.925 Ba _0,075 Пленка CuSeO. Как показано на рис. 3b, пики при энергии связи 780,4 и 795,8 эВ могут быть отнесены к Ba3d _5/2 и 3d _3/2 основные линии Ba ²⁺ соответственно [34]. На рисунке 3c представлен спектр основных уровней Cu 2p для Bi _0.925 . Ba _0,075 Тонкая пленка CuSeO. Можно заметить, что Cu 2p _3/2 и Cu 2p _1/2 пики расположены при 933,2 эВ и 953,0 эВ, соответственно, со значительной разницей в энергии связи около 19,8 эВ. Пики симметричны, видимого спутника нет. Этот результат предполагает, что ион Cu существует в основном в виде Cu ⁺ в нынешних тонких пленках, легированных Ba [35]. Спектр сердцевинных уровней Se 3d на рис. 3d может быть описан двумя пиками при энергии связи 54,2 и 55,0 эВ, соответствующих Se 3d _5/2 и 3d _3/2 из Se ²⁻ соответственно [36, 37]. На рис. 3д показан спектр остовного уровня пленки O 1s. Он показывает пик при энергии связи около 530,2 эВ, что соответствует химическому состоянию кислорода -2. Одиночный пик O 1s с небольшим плечом с высокой энергией связи отражает чистоту поверхности образца [38]. Судя по результатам РФЭС, в сильно легированных пленках должно быть больше дырочных носителей, что может быть подтверждено позже.

XPS-спектры a Bi 4f, b Ba 3d, c Cu 2p, d Se 3d и e O 1 с в Bi _0,925 Ba _0,075 Тонкая пленка CuSeO

Измерения Холла показывают, что основными носителями заряда в этих пленках являются дырки. На рис. 4а показано изменение концентрации носителей при комнатной температуре n . и подвижность μ из c -осноориентированный эпитаксиальный Bi _{1 - x} Ба _x Пленки CuSeO по содержанию легирования Ba. Хорошую линейность напряжения Холла в зависимости от внешнего магнитного поля можно найти в Дополнительном файле 1:Рисунок S1. Нелегированная пленка имеет концентрацию носителей при комнатной температуре n примерно 6,6 × 10 ¹⁹ см ⁻³ , что почти на порядок больше, чем сообщалось ранее для большинства массивных образцов [5]. Высшее n могут возникать из вакансий Cu или Bi в пленках, которые могут давать дырки [17,18,19]. По мере увеличения содержания легирования Ba концентрация дырочных носителей n пленки увеличивается за счет замещения Bi ³⁺ Автор:Ba ²⁺ . Предполагая, что каждый атом Ba вводит одну дырку в BiCuSeO, рассчитанная концентрация дырочных носителей в пленках с примесью 2,5, 5, 7,5 и 10% Ba составляет 3,62 × 10 ²⁰ , 7,25 × 10 ²⁰ , 1.08 × 10 ²¹ , и 1,45 × 10 ²¹ см ⁻³ , соответственно. Для образцов с более высоким содержанием легирования (≥ 5%) измеренная концентрация дырочных носителей n немного больше расчетной, что позволяет предположить, что в сильно легированных пленках больше вакансий Cu или Bi. Что касается подвижности носителя, то она снижается с 8,3 см ² V ^-1 s ⁻¹ для нелегированной пленки до 1,3 см ² V ^-1 s ⁻¹ для пленки, легированной 10% Ba, из-за повышенного рассеяния носителей заряда. Следует отметить, что холловская подвижность μ получаемые в настоящих тонких пленках BiCuSeO относительно высоки независимо от сильного легирования. Подобная большая холловская подвижность была также получена Hidenori et al. в эпитаксиальной тонкой пленке LaCuSeO, легированного магнием, соединения с таким же вырожденным состоянием, что и BiCuSeO, и может быть объяснено усилением ковалентности химической связи и гибридизацией соответствующих анионных орбиталей [39, 40]. Более того, дисперсия зон вблизи VBM больше в BiCuSeO, чем в LaCuSeO [41], что приведет к меньшей эффективной массе и большей холловской подвижности.

а Концентрация носителя n и подвижность μ из Bi _{1 - x} Ба _x CuSeO (0 ≤ x ≤ 10%) тонких пленок, измеренных при комнатной температуре. б Температурная зависимость ab плоское удельное сопротивление ρ _ab . c Коэффициент Зеебека S _ab . г Коэффициент мощности PF _ab из Bi _{1 - x} Ба _x CuSeO (0 ≤ x ≤ 10%) тонкие пленки

На рис. 4b, c представлены ab удельное электрическое сопротивление плоскости ρ _ab и коэффициент Зеебека S _ab из c -ориентированные по оси эпитаксиальные тонкие пленки BiCuSeO, легированные Ba, измеренные выше комнатной температуры, и четкая линейность Δ T по сравнению с Δ V в измерениях коэффициента Зеебека можно увидеть в Дополнительном файле 1:Рисунок S2. Соответствующие данные для нелегированной тонкой пленки BiCuSeO здесь не приводятся из-за того, что высокая термостойкость этого образца превышает максимальный предел измерения системы LSR-800. Однако мы измерили комнатную температуру ρ _ab и S _ab нелегированной тонкой пленки BiCuSeO с помощью PPMS, которая составляет около 12,5 мОм · см и 201 мкВ · K ^-1 , соответственно. Положительный S значения, как показано на рис. 4c, показывают, что пленки p -типа проводимости, согласующиеся с холловскими измерениями. На рис. 4b, c показаны оба ρ _ab и S _ab каждой тонкой пленки BiCuSeO, легированной Ba, демонстрируют тенденцию к увеличению с повышением температуры, что указывает на металлическое проводящее поведение. В качестве содержания Ba-допинга x увеличивается, оба ρ _ab и S _ab из Bi _{1 - x} Ба _x Уменьшение пленки CuSeO за счет увеличения концентрации дырочных носителей. Кроме того, из-за высокой c -сориентированная особенность, удельное сопротивление всех пленок намного меньше, чем у соответствующей поликристаллической керамики [3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,13,14,15,16, 17,18,19, 22, 23]. Это можно объяснить анизотропией системы BiCuSeO со слоистой кристаллической структурой, в которой удельное сопротивление в ab плоскость намного ниже, чем вдоль c направление оси [14].

Комбинируя удельное электрическое сопротивление и коэффициент Зеебека, получаем коэффициент мощности PF _ab (ПФ _ab = S _ab ² / ρ _ab ) всех пленочных образцов был значительно улучшен по сравнению с описанными в литературе [5, 11] для поликристаллической керамики, легированной Ba. Максимальный коэффициент мощности около 1,24 мВт м ^-1 К ⁻² при 673 К получен пленочный образец Bi _0.925 Ba _0,075 CuSeO ( ρ _ab ~ 2,08 мОм · см и S _ab ~ 161 мкВ K ⁻¹ для этого образца при 673 K), как показано на рис. 4d, что почти в 2,8 раза больше, чем у образца нелегированной пленки и примерно в 1,5 раза выше, чем лучшие результаты, представленные для двойного легирования Pb / Ca или c объемные образцы BiCuSeO, легированные Ba. Высокий коэффициент мощности в основном связан с низким удельным сопротивлением пленки, которое вызвано высокой концентрацией носителей заряда, а также c -осевой характер пленки. Мы также оценили ZT настоящих тонких пленок BiCuSeO. Здесь ab теплопроводность плоского носителя κ _{e ( ab )} пленок рассчитывалось по нашим экспериментальным данным в соответствии с законом Видемана-Франца ( κ _e =LT / ρ, L - число Лоренца), а ab теплопроводность плоских фононов κ _{ph ( ab )} было процитировано из значения, указанного в соответствующем c объемные части с осевой текстурой (~ 0,55 и 0,35 Вт м ⁻¹ К ^-1 при 300 К и 673 К, соответственно, Energy Environ. Наук. , 2013, 6, 2916). Расчетная ZT составляет около 0,26 при 300 K для пленки, легированной 7,5% Ba, и достигает 0,93 при максимальной рекордной температуре 673 K. Фактически, ZT значения существующих пленок BiCuSeO могут быть недооценены, поскольку фононная теплопроводность пленок обычно намного ниже, чем у соответствующих объемных образцов из-за сильного рассеяния фононов на поверхности пленки, а также на границе раздела пленка / подложка, особенно для пленка толщиной порядка нескольких десятков нанометров [42, 43]. Здесь следует отметить, что ТЭ транспортные свойства тонких пленок сильно зависят от толщины пленки. Для полупроводниковых тонких пленок TE уменьшение толщины обычно приводит к увеличению удельного сопротивления и уменьшению коэффициента Зеебека, а также теплопроводности. Подробное исследование TE-характеристик тонких пленок BiCuSeO в зависимости от толщины будет проведено в нашей следующей работе.

Чтобы лучше понять влияние легирования Ba на термоэлектрические свойства BiCuSeO, мы также рассчитали зонную структуру и плотность состояний исходного BiCuSeO, легированного Ba. Расчеты были выполнены с использованием метода расширенной волны проектора (PAW), реализованного в Vienna ab initio Simulation Package (VASP). Приближение обобщенного градиента Пердью-Берка-Эрнцера (PBE) для обменно-корреляционного потенциала использовалось для оптимизации постоянной решетки и внутренних координат исходного BiCuSeO и 64-атомной сверхъячейки с одним атомом Bi, замещенным одним атомом Ba (т. Е. , Bi _0,9375 Ba _0,0625 CuSeO). На рис. 5а показаны зонные структуры 64-атомной сверхъячейки с замещением одного атома Ва и без него (показаны только полосы вблизи уровня Ферми), их зонная структура демонстрирует почти такую ​​же дисперсию, за исключением вырождения зон в некоторой точке высокой симметрии в Зона Бриллюэна приподнята из-за пониженной симметрии в легированной ячейке. При замещении Ba уровень Ферми перемещается в валентную зону, состоящую из орбиталей Cu-3d и Se-4p, что указывает на то, что дырка вводится в слои Cu-Se. Плотность состояний двух сверхъячеек (рис. 5b) также показывает схожую форму и положение пика, что указывает на жесткое зонное поведение, вызванное легированием Ba. Результаты расчетов показывают, что валентная зона BiCuSeO меньше подвержена влиянию легирования Ba, и повышенный коэффициент мощности в Bi _{1− x} Ба _x Образцы CuSeO в основном объясняются повышенной концентрацией дырочных носителей заряда, вызванной легированием Ba.

а Ленточная структура. б Плотность состояний чистого и легированного Ва BiCuSeO

Выводы

Bi _{1 - x} Ба _x CuSeO (0 ≤ x ≤ 10%) тонкие пленки были выращены на SrTiO ₃ (001) были исследованы подложки методом ИЛО и влияние легирования Ba на термоэлектрические свойства пленок. Рентгеноструктурный анализ и анализ просвечивающего электронного микроскопа показали, что полученные пленки были c -ориентирован по оси с эпитаксиальными связями в плоскости между пленкой и подложкой из [010] BiCuSeO // [010] SrTiO ₃ и [- 100] BiCuSeO // [001] SrTiO ₃ . С увеличением содержания легирования Ba от 0 до 10% как удельное сопротивление, так и коэффициент Зеебека пленок уменьшались, в первую очередь из-за увеличения концентрации дырочных носителей заряда, вызванной замещением Ba ²⁺ для Би ³⁺ . Благодаря низкому удельному сопротивлению все пленки демонстрируют более высокие коэффициенты мощности, чем те, о которых ранее сообщалось в соответствующих поликристаллических объемных образцах. Наивысший коэффициент мощности 1,24 мВт м ⁻¹ К ⁻² при 673 К был получен в образце тонкой пленки, легированного 7,5% Ba, что почти в 2,8 раза больше, чем у образца нелегированной пленки, и в 1,5 раза больше, чем у соответствующих объемных образцов, легированных Ba. Принимая во внимание тот факт, что пленки наноразмерной толщины имеют очень низкую теплопроводность, а легирование Ba может еще больше снизить решеточную теплопроводность, от нынешних тонких пленок BiCuSeO, легированных Ba, можно ожидать высоких термоэлектрических характеристик.

Сокращения

PLD:

Импульсное лазерное напыление

PPMS:

Система измерения физических свойств

SAED:

Электронная дифракция в выбранной области

SEM:

Сканирующий электронный микроскоп

TE:

Термоэлектрический

ТЕМ:

Просвечивающий электронный микроскоп

XPS:

Рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия

XRD:

Рентгеновская дифракция