婁許諾, 鄧后權(quán), 李爽, 張青堂, 熊文杰, 唐國(guó)棟

Ge摻雜MnTe材料的熱電輸運(yùn)性能

婁許諾, 鄧后權(quán), 李爽, 張青堂, 熊文杰, 唐國(guó)棟

(南京理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 南京 210094)

MnTe作為一種新型的無(wú)鉛p型熱電材料, 在中溫區(qū)熱電領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景, 但其本身的熱電性能不足以與高性能n型熱電材料相匹配。本研究通過(guò)真空熔煉–淬火和放電等離子燒結(jié)的方法制備不同Ge摻雜量的致密且均勻的Mn1.06–xGeTe(=0, 0.01, 0.02, 0.03, 0.04)多晶塊體樣品。過(guò)量的Mn可以有效抑制MnTe2相, 提高基體相的熱電性能。通過(guò)摻雜4%Ge粉末, 材料的載流子濃度提高到7.328×1018cm–3, 電導(dǎo)率在873 K增大到7×103S?cm–1, 功率因子提升至620 μW?m–1?K–2。同時(shí), 通過(guò)點(diǎn)缺陷增強(qiáng)聲子散射使材料的熱導(dǎo)率降低到0.62 W?m–1?K–1, 實(shí)現(xiàn)了對(duì)材料電聲輸運(yùn)性能的有效調(diào)控。Mn1.02Ge0.04Te在873 K獲得了0.86的熱電優(yōu)值, 較純MnTe材料提高了43%。

MnTe熱電材料; Ge摻雜; 載流子濃度; 晶格熱導(dǎo)率

能源是國(guó)民經(jīng)濟(jì)的重要物質(zhì)基礎(chǔ), 傳統(tǒng)能源如石油和煤炭等不可再生且利用率低, 并且使用中不可避免會(huì)產(chǎn)生環(huán)境污染。開(kāi)發(fā)新能源材料, 提高能源利用率是當(dāng)前科研工作者的研究重點(diǎn)。化石能源在使用過(guò)程中有60%的能量都以廢熱形式散失, 如何高效回收和利用這部分能量就顯得尤為重要。熱電材料能夠?qū)崮芎碗娔芟嗷マD(zhuǎn)換, 其溫差發(fā)電技術(shù)可以有效回收利用工業(yè)生產(chǎn)中余熱和廢熱。衡量熱電材料性能優(yōu)劣的標(biāo)準(zhǔn)是無(wú)量綱熱電優(yōu)值, 其定義為2T/, 式中為塞貝克系數(shù),為電導(dǎo)率,為絕對(duì)溫度,為熱導(dǎo)率[1-2]。如何提高材料的成為熱電材料領(lǐng)域的核心工作。

工業(yè)生產(chǎn)過(guò)程中廢熱大多處于中溫區(qū)域, 這也對(duì)高性能中溫?zé)犭姴牧系难芯刻岢隽似惹行枨?。近些年?lái), 研究人員接連報(bào)道了高性能中溫?zé)犭姴牧? 例如PbTe[3]、Skutterudites[4]、Half-Heusler[5]、In4Se3[6]等。高性能p型中溫?zé)犭姴牧夏壳爸饕杏赑bTe基熱電材料, 鉛元素參與構(gòu)成晶格, 使得該體系對(duì)環(huán)境及生物帶來(lái)巨大的安全隱患。尋找環(huán)境友好、原料來(lái)源豐富的高性能無(wú)鉛p型中溫?zé)犭姴牧暇哂兄匾饬x。MnTe正是一種符合要求的過(guò)渡金屬化合物熱電材料, 它具有NiAs型六方結(jié)構(gòu), 空間群為P63/mmc(194)。其高結(jié)構(gòu)對(duì)稱性可以提供較大的塞貝克系數(shù), 較低的室溫載流子濃度(～1018cm–3)和相對(duì)較大的直接帶隙(～1.27 eV), 導(dǎo)致電導(dǎo)率很低、電輸運(yùn)性能較差、功率因子和仍處于較低的水平[7]。MnTe作為一種新型的無(wú)鉛熱電材料, 目前對(duì)其熱電性能的研究還相對(duì)較少。She等[8]通過(guò)加入過(guò)量的Mn發(fā)現(xiàn)多余的Mn可以有效減少M(fèi)nTe2相, 提高塞貝克系數(shù)并降低熱導(dǎo)率, 從而提高熱電性能, Mn1.06Te在850 K下取得最高=0.57。Zhang等[9]運(yùn)用固態(tài)反應(yīng)和高壓燒結(jié)(6 GPa)結(jié)合的方法獲得致密的Mn1+xTe(=–0.02, 0, 0.04)樣品, 并優(yōu)化其熱電性能。Ren等[10]采用真空熔煉–淬火和熱壓燒結(jié)的工藝制備Mn1–xCuTe樣品, 利用Cu和Mn離子半徑的差異, 引入點(diǎn)缺陷。摻雜Cu造成質(zhì)量波動(dòng), 可以增強(qiáng)點(diǎn)缺陷散射聲子的作用, 進(jìn)而降低晶格熱導(dǎo)率, 其中Mn0.925Cu0.075Te熱電性能得到大幅優(yōu)化, 在773 K下達(dá)0.55。在這些研究中, MnTe材料的制備方法及化學(xué)計(jì)量比值得關(guān)注。Mn1.06Te的熱電性能明顯優(yōu)于MnTe, 且不同摻雜元素對(duì)于材料熱電性能的優(yōu)化作用也有所差異。Deng等[11]通過(guò)MnTe復(fù)合SnTe操控能帶結(jié)構(gòu), 使能帶收斂, 提高了塞貝克系數(shù)和電導(dǎo)率, 有效優(yōu)化了電學(xué)性能。除此以外, 引入SnTe納米晶作為聲子散射中心可以增強(qiáng)聲子散射, 降低晶格熱導(dǎo)率, 從而改善熱傳輸性能。MnTe的本征載流子濃度在1018cm–3, 低于最優(yōu)范圍, 有待進(jìn)一步提高。本課題組摻雜與Te的電負(fù)性更相近的Ge (Mn、Ge和Te元素電負(fù)性分別為1.55、1.92和2.10), 更易形成共價(jià)鍵, 有助于提高載流子濃度[12]。

本研究通過(guò)真空熔煉–淬火和放電等離子燒結(jié)的工藝制備致密度高、成分均勻的Mn1.06–xGeTe (=0, 0.01, 0.02, 0.03, 0.04)材料。采用Ge摻雜優(yōu)化MnTe材料的電輸運(yùn)性能, 并降低熱導(dǎo)率, 進(jìn)而實(shí)現(xiàn)電聲輸運(yùn)的有效調(diào)控, 獲得高熱電性能的環(huán)境友好型MnTe材料。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 材料的制備

按相應(yīng)的化學(xué)計(jì)量比稱量Mn粉(99.9%)、Ge粉(99.99%)和Te粉(99.99%), 在研缽中研磨、混合均勻, 然后轉(zhuǎn)移至石英管中, 進(jìn)行封管操作, 檢查氣密性, 確保真空度。將封好的石英管在箱式電阻爐中進(jìn)行燒結(jié), 10 h升溫至1273 K, 并保溫50 h。淬火后敲碎石英管, 打磨得到的塊體表面后, 再次在研缽中研磨成粉末狀。最后將粉末轉(zhuǎn)移至10 mm石墨模具中, 真空環(huán)境下進(jìn)行放電等離子燒結(jié), 燒結(jié)溫度為973 K, 軸向壓力為50 MPa, 升溫時(shí)間為8 min, 保溫時(shí)間為6 min。冷卻后退模, 即可得到致密的Mn1.06–xGeTe(=0, 0.01, 0.02, 0.03, 0.04)塊體材料。利用金剛石線切割機(jī)切出3 mm×3 mm×8 mm的長(zhǎng)方體進(jìn)行電學(xué)性能測(cè)試, 切出10 mm×1 mm的圓片進(jìn)行熱性能測(cè)試。

1.2 材料的測(cè)試與表征

采用X射線衍射儀(XRD, Bruker-AXS D8 Advance)表征樣品粉末的物相; 采用掃描電子顯微鏡(SEM, JSM-IT500HR)觀察樣品的微觀形貌, 使用配備的能譜儀EDS進(jìn)行樣品的元素分布分析; 采用X射線熒光分析儀(EDX-800)探測(cè)樣品宏觀區(qū)域的化學(xué)組成; 采用霍爾效應(yīng)測(cè)量?jī)x(HMS-3000)測(cè)量樣品的室溫載流子濃度; 采用電學(xué)性能測(cè)試設(shè)備(ULVAC-RIKO: ZEM-3)以四探針?lè)y(cè)量樣品的塞貝克系數(shù)及電導(dǎo)率; 采用激光導(dǎo)熱系數(shù)儀(NETZSCH: LFA-457)測(cè)量樣品的熱擴(kuò)散系數(shù), 通過(guò)密度天平(ME204E)以阿基米德法測(cè)量樣品的密度, 采用文獻(xiàn)[13]報(bào)道的熱容p, 運(yùn)用公式=p計(jì)算樣品的熱導(dǎo)率。所有的熱電性能測(cè)試均在300～873 K的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 材料的物相分析

圖1(a)是Mn1.06–xGeTe樣品(=0, 0.01, 0.02, 0.03, 0.04)的XRD圖譜。與PDF#18-0814比對(duì), 所有樣品的衍射峰都對(duì)應(yīng)六方結(jié)構(gòu)的MnTe相。同時(shí)沒(méi)有探測(cè)到第二相, 這表明在本研究Ge元素?fù)诫s濃度范圍內(nèi)制備的樣品都是MnTe基單相化合物。圖1(b)是上述樣品在2=54.3°～54.9°的放大譜圖?？梢钥闯? Mn1.06Te材料在摻雜Ge元素以后, 峰位開(kāi)始向左偏移, 這是由于Ge2+的離子半徑(0.087 nm)[14]大于Mn2+(0.066 nm)[15], 因此引入鍺離子以后, Ge元素進(jìn)入晶格內(nèi)取代Mn元素, 晶胞體積增大, 導(dǎo)致XRD衍射峰向低角度方向偏移, 證實(shí)Ge成功進(jìn)入Mn1.06Te晶格。

2.2 材料的微結(jié)構(gòu)及成分分析

圖2是Mn1.06–xGeTe(=0～0.04)樣品斷面在相同放大倍數(shù)下的SEM照片。圖中可見(jiàn)放電等離子燒結(jié)制備的樣品差別不明顯, 都沒(méi)有孔洞或裂紋, 表現(xiàn)出較高的致密度。從圖2可以看出, 隨著Ge摻雜量增加, 材料晶粒尺寸明顯減小, 將會(huì)導(dǎo)致聲子散射增強(qiáng), 進(jìn)而使得材料熱導(dǎo)率降低。

圖3是Mn1.02Ge0.04Te材料拋光后的元素分布圖,從中可以看出, 三種元素均勻地分布于樣品中, 說(shuō)明真空熔煉–淬火和放電等離子燒結(jié)工藝制備的樣品成分分布均勻, 致密度高。表1給出了Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)的表面元素組成比例。可以看到實(shí)際元素的原子百分比與理論原子百分比相近, 這也表明Ge摻雜進(jìn)入了Mn1.06Te, 本研究的制備工藝具有良好的可靠性。

圖1 (a)Mn1.06–xGexTe(x=0～0.04)的XRD圖譜, 以及在(b)2θ=54.3°～54.9°范圍的放大圖

圖2 Mn1.06–xGexTe(x=0～0.04)樣品的斷面SEM照片

(a)=0; (b)=0.01; (c)=0.02; (d)=0.03; (e)=0.04

圖3 (a)Mn1.02Ge0.04Te拋光樣品的SEM照片和(b～d)相應(yīng)的EDS元素分布圖

表1 Mn1.06–xGexTe(x=0～0.04)的表面元素的實(shí)際原子百分比和理論原子百分比

Mn1.06–xGeTe(=0～0.04)的實(shí)際密度分別為5.950、5.944、5.965、5.987、5.971 g?cm–3。而樣品的理論密度可以用以下公式計(jì)算:

= (1–)/1.06Mn1.06Te+GeTe(1)

樣品理論密度分別為6.122、6.126、6.129、6.133、6.137 g?cm–3。所有樣品的致密度都達(dá)到了97%左右, 數(shù)值較高。樣品的熱導(dǎo)率由以下公式計(jì)算:

2.3 材料的熱電性能分析

樣品Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)在室溫下的載流子濃度分別為2.891×1018、3.559×1018、4.020×1018、5.310×1018和7.328×1018cm–3。載流子濃度隨著Ge元素?fù)诫s量的增加而進(jìn)一步提高。通過(guò)文獻(xiàn)[11,16]可知, Mn、Ge和Te元素電負(fù)性分別為1.55、1.90和2.10, Ge與Te元素的電負(fù)性差異小于Mn與Te元素。通常在形成化合物時(shí), 元素之間的電負(fù)性差異越小, 化學(xué)鍵更偏向形成共價(jià)鍵, 局域的電子極易從價(jià)帶躍遷至導(dǎo)帶, 形成自由電子而參與電輸運(yùn)[17-18]。因此隨著Ge元素取代Mn, 形成的化合鍵更偏向共價(jià)鍵, 導(dǎo)致載流子濃度提高。圖4(a)是Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)樣品的電導(dǎo)率與溫度的變化關(guān)系。所有樣品都表現(xiàn)出相同的溫度變化趨勢(shì), 在低于600 K時(shí), 電導(dǎo)率變化較為平穩(wěn), 而后隨著溫度升高, 熱激發(fā)引起載流子濃度急劇增大, 電導(dǎo)率明顯快速提高。樣品的電導(dǎo)率隨著Ge元素?fù)诫s量的增加而提高, 由此可以將電導(dǎo)率的提高歸功于載流子濃度的增加。隨著Ge摻雜的增加, Mn1.06–xGeTe的電導(dǎo)率提高, Mn1.02Ge0.04Te在873 K達(dá)到7×103S?cm–1, 相對(duì)于未摻雜的Mn1.06Te (2.5×103S?cm–1)提高了約兩倍, 這證明Ge摻雜能有效地改善材料的電傳輸性能。圖4(b)是Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)樣品的賽貝克系數(shù)與溫度的變化關(guān)系。所有樣品的塞貝克系數(shù)都隨著溫度的升高而降低。并且隨著Ge元素逐漸取代Mn, 載流子濃度逐漸提高, 樣品的塞貝克系數(shù)進(jìn)一步降低。圖4(c)為Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)樣品的功率因子隨溫度的變化趨勢(shì)。所有樣品的功率因子都隨著溫度的升高而增大。

Mn1.06–xGeTe的功率因子隨著Ge摻雜量的增加而增大, 相比于未摻雜材料, Mn1.06–xGeTe功率因子有較大提升。Mn1.02Ge0.04Te的功率因子在873 K達(dá)到620 μW?m–1?K–2, 明顯高于未摻雜的Mn1.06Te (471 μW?m–1?K–2)。這主要?dú)w因于載流子濃度的提升, 增大了材料電導(dǎo)率, 從而導(dǎo)致材料功率因子提升。圖4(d)是Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)樣品的熱導(dǎo)率與溫度的變化曲線。熱導(dǎo)率隨著樣品中Ge摻雜量的增加而降低。隨著溫度升高, 所有樣品的熱導(dǎo)率均呈現(xiàn)先增大后減小的變化趨勢(shì), 且在高溫下趨于恒定。與Mn1.06Te (0.69 W?m–1?K–1) 相比, Mn1.02Ge0.04Te在873 K的熱導(dǎo)率降低到0.62 W?m–1?K–1, 降低了11%。值得關(guān)注的是各個(gè)樣品的峰值都出現(xiàn)在320 K, 這是因?yàn)?20 K是MnTe體系的奈爾溫度點(diǎn), 在此溫度MnTe從反鐵磁變成順磁, 相關(guān)文獻(xiàn)[19-21]中也有類似現(xiàn)象。在溫度超過(guò)奈爾溫度點(diǎn)后, 熱導(dǎo)率與溫度的反比例關(guān)系是聲子–聲子相互作用的U散射造成的[22]。隨著溫度升高, 聲子間的碰撞加劇, 極有可能造成兩個(gè)聲子碰撞產(chǎn)生第三個(gè)聲子, 其動(dòng)量發(fā)生改變, 進(jìn)而影響熱流的傳輸, 導(dǎo)致熱導(dǎo)率逐漸降低。材料熱導(dǎo)率是由晶格熱導(dǎo)率和電子熱導(dǎo)率組成。

圖4 Mn1.06–xGexTe(x=0～0.04)樣品的熱電性能隨溫度的變化關(guān)系

(a) Electrical conductivity; (b) Seebeck coefficient; (c) Power factor; (d) Thermal conductivity

圖5(a)是Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)樣品的晶格熱導(dǎo)率隨溫度的變化曲線。晶格熱導(dǎo)率隨著Ge摻雜量的提高而降低, 這主要?dú)w因于Ge與Mn的原子半徑和質(zhì)量的差異較大。點(diǎn)缺陷的增加導(dǎo)致聲子散射增強(qiáng), 有效地降低了晶格熱導(dǎo)率。除此以外, 隨著Ge摻雜量的增加, Mn1.06–xGeTe晶粒尺寸變小, 使晶界散射增強(qiáng)。為了進(jìn)一步解釋晶格熱導(dǎo)率的變化, 本研究使用Callaway 模型進(jìn)行計(jì)算。晶格熱導(dǎo)率(L)可以表示為

圖5 (a)Mn1.06–xGexTe(x=0～0.04)樣品的晶格熱導(dǎo)率隨溫度的變化關(guān)系曲線, (b)實(shí)際以及通過(guò)Callaway模型計(jì)算得到的Mn1.06Te和Mn1.02Ge0.04Te的晶格熱導(dǎo)率隨溫度的變化關(guān)系曲線

圖6是Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)樣品的熱電優(yōu)值與溫度的變化曲線。隨著溫度的升高, 所有樣品的逐漸增大。在整個(gè)溫度區(qū)間內(nèi), 摻雜Ge樣品的相比于Mn1.06Te有顯著改善, 這主要是由于引入Ge元素使得體系的載流子濃度增大, 從而獲得較高的電導(dǎo)率和功率因子。同時(shí)摻雜引起的點(diǎn)缺陷增強(qiáng)了聲子散射, 有效地降低熱導(dǎo)率。最終在873 K下, Mn1.02Ge0.04Te樣品的達(dá)到0.86, 相較于純樣提升了43%。

3 結(jié)論

本研究采用的真空熔煉–淬火和放電等離子燒結(jié)的工藝制備了致密度高且成分均勻的Mn1.06–xGeTe (=0～0.04)多晶塊體材料。性能測(cè)試結(jié)果發(fā)現(xiàn)摻雜Ge元素可以提高M(jìn)n1.06Te材料體系的載流子濃度, 優(yōu)化電導(dǎo)率和功率因子, 改善電輸運(yùn)性能。同時(shí), 摻雜引起的點(diǎn)缺陷, 使聲子散射增強(qiáng), 有效降低了熱導(dǎo)率。通過(guò)摻雜Ge元素對(duì)Mn1.06Te材料電聲輸運(yùn)進(jìn)行有效調(diào)控, 最終使Mn1.02Ge0.04Te樣品在873 K取得了最高的熱電優(yōu)值0.86, 相比于本征樣品提升了43%。

表2 Callaway模型計(jì)算晶格熱導(dǎo)率的參數(shù)

圖6 Mn1.06–xGexTe(x=0～0.04)的熱電優(yōu)值隨溫度的變化關(guān)系曲線

[1] TANG G D, WEI W, ZHANG J,. Realizing high figure of merit in phase-separated polycrystalline Sn1–xPbSe., 2016, 138(41): 13647–13654.

[2] WEI W, CHANG C, YANG T,. Achieving high thermoelectric figure of merit in polycrystalline SnSeintroducing Sn vacancies., 2018, 140(1): 499–505.

[3] PEI Y Z, LALONDE A, IWANAGA S,. High thermoelectric figure of merit in heavy hole dominated PbTe., 2011, 4(6): 2085–2089.

[4] LIMBU N, RAM M, JOSHI H,. Enhanced electronic and thermoelectric properties of p-type doped filled skutterudites RFe4Sb12(R=Pr, Nd)., 2020, 128(14): 145104.

[5] HAN S H, ZHOU Z Z, SHENG C Y,. High thermoelectric performance of half-Heusler compound BiBaK with intrinsically low lattice thermal conductivity., 2020, 32(42): 425704.

[6] LUU S D N, PARASHCHUK T, KOSONOWSKI A,. Structural and thermoelectric properties of solid-liquid In4Se3-In composite., 2020, 48(9): 5418–5427.

[7] XIE W, POPULOH S, GALAZKA K,. Thermoelectric study of crossroads material MnTesulfur doping., 2014, 115(10): 103707.

[8] SHE X, SU X, XIE H,. Ultrafast synthesis and thermoelectric properties of Mn1+xTe compounds., 2018, 10(30): 25519–25528.

[9] ZHANG L B, QI H L, GAO J L,. Thermoelectric properties of Mn1+xTe-based compounds densified using high-pressure sintering., 2016, 46(5): 2894–2899.

[10] REN Y, JIANG Q, YANG J,. Enhanced thermoelectric performance of MnTeCu doping with optimized carrier concentration., 2016, 2(2): 172–178.

[11] DENG H Q, LOU X N, LU W Q,. High-performance eco-friendly MnTe thermoelectrics through introducing SnTe nanocrystals and manipulating band structure., 2021, 81: 105649.

[12] LI S, LOU X N, LI X T,Realization of high thermoelectric performance in polycrystalline tin selenide through Schottky vacancies and endotaxial nanostructuring., 2020, 32: 9761–9770.

[13] DONG J, WU C F, PEI J,. Lead-free MnTe mid-temperature thermoelectric materials: facile synthesis, p-type doping and transport properties., 2018, 6(15):4265–4272.

[14] BANIK A, GHOSH T, ARORA R,. Engineering ferroelectric instability to achieve ultralow thermal conductivity and high thermoelectric performance in Sn1–xGeTe., 2019, 12(2): 589–595.

[15] TAN G J, SHI F Y, HAO S Q,. Valence band modification and high thermoelectric performance in SnTe heavily alloyed with MnTe., 2015, 137(35): 11507–11516.

[16] 迪安J A . 蘭氏化學(xué)手冊(cè), 3版. 科學(xué)出版社, 1993: 3–8.

[17] CHENG Y, YANG J, JIANG Q,. CuCrSe2ternary chromium chalcogenide: facile fabrication, doping and thermoelectric properties., 2015, 98(12): 3975–3980.

[18] LU W, LI S, XU R,. Boosting thermoelectric performance of SnSetailoring band structure, suppressing bipolar thermal conductivity, and introducing large mass fluctuation., 2019, 11(48): 45133–45141.

[19] XIN J, YANG J, JIANG Q,. Reinforced bond covalency and multiscale hierarchical architecture to high performance eco-friendlyMnTe-based thermoelectric materials., 2019, 57: 703–710.

[20] BASIT A, YANG J, JIANG Q,. Effect of Sn doping on thermoelectric properties of p-type manganese telluride., 2019, 777: 968–973.

[21] REN Y, JIANG Q, YANG J,. Synergistic effect by Na doping and S substitution for high thermoelectric performance of p-type MnTe., 2017, 5(21): 5076–5082.

[22] LUO Y, YANG J, JIANG Q,. Large enhancement of thermoelectric performance of CuInTe2a synergistic strategy of point defects and microstructure engineering., 2015, 18: 37–46.

Thermal and Electrcial Transport Properities of Ge Doped MnTe Thermoelectrics

LOU Xunuo, DENG Houquan, LI Shuang, ZHANG Qingtang, XIONG Wenjie, TANG Guodong

(School of Materials Science and Engineering, Nanjing University of Science and Technology, Nanjing 210094, China)

MnTe is a promising candidate for the p-type lead-free thermoelectric material in middle temperature application. However, its thermoelectric performance isn’t qualified for some conventional n-type materials to form efficient thermoelectric devices. In this study, Mn1.06–xGeTe (=0, 0.01, 0.02, 0.03, 0.04) polycrystalline block samples with different Ge doping contents were efficiently synthesized by vacuum melting quenching and spark plasma sintering. The as-obtained Mn1.06–xGeTe bulk was dense and consisted of homogeneous composition. Tiny extensive Mn can effectively restrict the formation of the second phase of MnTe2and improve the thermoelectric properties of the matrix phase. Electrical conductivity of the materials increasing to 7×103S?cm–1results from the enhanced carrier concentration 7.328×1018cm–3at 873 K, which contributed to a power factor of 620 μW?m–1?K–2by 4% Ge doping. Meanwhile, Mn1.06–xGeTe showed the reduced thermal conductivity of 0.62 W?m–1?K–1by enhanced phonons scattering intensified with point defects, realizing the effective regulation of both electrical- and thermal-transport properties. Mn1.02Ge0.04Te achieved a thermoelectric performance of 0.86 at 873 K,which evolved by 43% compared with the pristine sample.

MnTe thermoelectric material; Ge doping; carrier concentration; lattice thermal conductivity

1000-324X(2022)02-0209-06

10.15541/jim20200738

TN377

A

2020-12-24;

2021-02-02;

2021-03-12

國(guó)家自然科學(xué)基金(52071182); 江蘇省青藍(lán)工程中青年學(xué)術(shù)帶頭人

National Natural Science Foundation of China (52071182); “Qinglan Project” of the Young and Middle-aged Academic Leader of Jiangsu Province

婁許諾(1996–), 男, 碩士研究生. E-mail: louxunuo@njust.edu.cn

LOU Xunuo(1996–), male, Master candidate. E-mail: louxunuo@njust.edu.cn

唐國(guó)棟, 教授. E-mail: tangguodong@njust.edu.cn

TANG Guodong, professor. E-mail: tangguodong@njust.edu.cn