三位置掺杂对BiCuSeO功能陶瓷热电性能的影响

冯波

三位置掺杂对BiCuSeO功能陶瓷热电性能的影响

冯波

(武汉东湖学院，武汉 430070)

对BiCuSeO功能陶瓷进行Bi/Cu/Se三位置掺杂，采用机械合金化和放电等离子烧结工艺制备Bi1−xBa/2- Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO (= 0，0.02，0.04，0.06，0.08，0.10，摩尔分数)陶瓷，通过掺杂前后的物相组成、组织结构、电传输参数、热传输参数等表征，研究三位置掺杂对BiCuSeO功能陶瓷热电性能的影响和强化机理。结果表明，三位置掺杂可杂糅几种元素的增益效果，使BiCuSeO功能陶瓷保持较高Seebeck系数的前提下，电导率和功率因子显著提高。最佳掺杂量为0.10，所得Bi0.90Ba0.05Pb0.05Cu0.90Ni0.10Se0.90Te0.10O陶瓷在873 K温度下获得最高功率因子0.71 mW/(m·K2)和最大热电优值1.06，分别约为未掺杂陶瓷的2.5倍和2倍。

热电陶瓷；多掺杂；电传输性能；热传输性能；固溶强化；热电优值

热电材料是一种功能转换材料，无需传输元件即可实现热电转换，广泛应用于温度测量[1−2]、芯片制 冷[3−4]和废热发电[5−6]等领域。热电装置的热电转换效率为5%～13%，与传统的锅炉发电和压缩机制冷相比，发电效率较低，但由于其结构简单、无传动部件、体积小等特点，符合电子器件小型化的发展趋势。在许多特殊场合需要热电转换装置，如航天飞行器同位素温差电池、5G基站散热设备等。

热电材料分为发电材料和制冷材料两大类。新型氧化物热电材料BiCuSeO具有特殊的天然超晶格结构和低弹性模量[7]，表现出固有的高Seebeck系数和低热导率。但其本征载流子浓度和迁移率相对较低(分别约为1018/cm3和20 cm2/(V·s))，导致电导率和无量纲热电优值(thermoelectric figure of merit，ZT)较低。掺杂是提高热电材料电性能的有效途径之一。根据缺陷化学原理，采用正价态低价元素掺杂引入空穴，或采用正价态高价元素掺杂引入电子，或根据能带理论掺杂等价元素调整能带结构，均可提高载流子浓度和迁移率[8−9]，进而提高材料的热电优值。已有人对BiCuSeO陶瓷热电材料进行了Ba[10]、Sb[11]、Pb[12]、Ho[13]、Y[14]、In[15]和Ca[16−17]等元素掺杂的研究，但仅限于单元素掺杂和双元素掺杂，且几乎都集中在Bi位掺杂/单位置掺杂。而单位置掺杂限制了掺杂元素的固溶极限，从而限制掺杂效率和热电性能的提高。多位置掺杂除了能提高掺杂元素的固溶极限和掺杂效率外，还可有效地引入缺陷，增强声子散射，从而降低热导率[18−19]。前人的研究表明，Ba是目前提高载流子浓度的最佳元素[10]，而Pb离子中孤对电子的6 s轨道是非定域的，Pb元素掺杂能显著提高有效质量()和Seebeck系数()[12]；磁性Ni离子掺杂可引入自旋熵来提高[20]；在Se位掺杂Te元素能调整能带结构，增加[21]。基于此，本文作者同时用Ba/Pb元素掺杂Bi位，用Ni元素掺杂Cu位，在Se位掺入Te元素，采用机械合金化和放电等离子烧结工艺制备Bi1−xBa/2Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO (= 0，0.02，0.04，0.06，0.08，0.10，摩尔分数)陶瓷，研究三位置掺杂对BiCuSeO功能陶瓷热电性能的影响，并分析强化机理，以期通过综合几种元素的增益效果，使BiCuSeO功能陶瓷保持较高的Seebeck系数，并进一步提高电导率和功率因子，为BiCuSeO陶瓷的进一步工业应用奠定理论和实验基础。

1 实验

1.1 BiCuSeO陶瓷的制备

首先，采用高温固相反应和高能球磨法制备粉体。所用原料均为工业原料，包括Bi2O3(纯度为99.99%)、Bi (为99.999%)、Cu (为99.999%)、Se (为99.99%)、Te (为99.99%)、BaO (为99.99%)、Pb(为99.99%)、NiO (为99.99%)。按照Bi1−xBa/2Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO(= 0，0.02，0.04，0.06，0.08，0.10，摩尔分数)陶瓷(以下简称为BiCuSeO陶瓷)的化学成分称量原料粉末，用玛瑙研钵混合均匀(玛瑙研钵事先用酒精清洗，然后在干燥箱中333 K干燥24 h)。将混合粉末放入石英玻璃管中，抽真空密封，放入马弗炉中，升温到1 073 K(升温速率为10 K/min)，保温8 h，随炉冷却。取出样品，放入玛瑙研钵中研磨，然后在氩气气氛中高能球磨4 h，转速为400 r/min。再用分析纯无水乙醇(≥ 99.7%)作为球磨介质高能球磨1 h，转速为300 r/min。将所得粉末在干燥箱中干燥48 h，最后在氩气气氛下进行放电等离子烧结(所用设备型号为PASF，湖北长江精工材料技术有限公司生产)，烧结温度为873 K，烧结时施加50 MPa的轴向压力，烧结时间为10 min。得到一系列不同掺杂量的BiCuSeO热电陶瓷样品，样品为直径20 mm、长度13 mm的圆柱体。

1.2 组织与性能表征

用X射线衍射仪(X’Per-Pro，Cu Kα辐射，波长= 0.154 nm)对BiCuSeO陶瓷进行物相分析。用钳子将试样折断，形成自然截面，采用场发射扫描电镜(FEI, Nova 400 Nano SEM)观察截面的晶粒形貌，并用能谱分析仪(EDS)分析截面的元素分布。

在烧结后的陶瓷样品上沿径向切割尺寸为18 mm×3 mm×3 mm的长条状样品，用日本电性能测试系统(ZEM-3，Ulvac-Riko，Japan)测量陶瓷在不同温度下的电阻率和Seebeck系数。从大块陶瓷样品上切割直径约为12.7 mm、厚度为2 mm的小圆片，测量热传输特性。用激光导热仪(LFA457，Netzsch)测定小圆片的热扩散系数()和比热容(p)，采用阿基米德排水法测定密度()，然后用公式p计算热导率()。利用霍耳效应测量系统(HMS-5500，Ekopia)测定室温下陶瓷的载流子浓度和迁移率。为了测定价带和导带之间的带隙，使用傅里叶变换红外/拉曼光谱仪(VERTEX 70，Bruker，Germany)获得红外光谱。采用维氏硬度测试仪(HV-1000)测定陶瓷的硬度(HV)，加载载荷为0.25 N，加载时间为15 s，测量6个区域的维氏硬度(6个区域为圆柱体样品上、中、下区域的中心部位和边部)，取平均硬度作为材料的硬度。在测试维氏硬度前，对样品表面进行研磨和抛光。

2 结果与讨论

图1和表1所示分别为Bi1−xBa/2Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO陶瓷的XRD谱和精修计算的晶格常数和。从图1看出，所有陶瓷的主要布拉格衍射峰均与BiCu- SeO(JCPD No. 45-0296)匹配良好，没有发现其它杂相峰。从表1看出，所有陶瓷的晶格常数和都随增大而增加。这是由于同时用Ba/Pb掺杂Bi位、用Ni掺杂Cu位、用Te掺入Se位，根据Vegard定律[22]，由于Ba原子半径(1.35×10−10m)和Pb原子半径(1.19×10−10m)均大于Bi原子半径(1.03×10−10m)，Te原子半径大于Se原子半径(分别约为2.21×10−10m 和1.98×10−10m)，掺杂导致晶格膨胀，所以随掺杂量增加，晶格常数增大。

图1 Bi1−xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO陶瓷的XRD谱

图2所示为BiCuSeO陶瓷断裂截面的SEM显微照片，图3所示为BiCuSeO(=0.10)陶瓷抛光后的EDS元素分布。从图2可见BiCuSeO陶瓷为固有的层状晶体结构，板状晶粒长约1～5 μm，宽约0.5～1.0 μm，晶粒层层堆积，排列紧密。部分晶粒表面分布着纳米颗粒，一方面可能是高能球磨过程中产生的纳米粉末在烧结过程中没有长大到微米级，另一方面是放电等离子烧结过程中放电时从粉体表面脱落的纳米颗粒[23]。不同掺杂量的陶瓷形貌没有明显差别。由图3可见掺杂元素分布较均匀，没有产生明显的偏析。

表1 Bi1−xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO陶瓷的晶格常数

图2 Bi1−xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO陶瓷的断面SEM形貌

(a), (b), (c), (d), (e), (f)=0, 0.02, 0.04, 0.06, 0.08, 0.10, respectively

图3 Bi1−xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO (x=0.10) 陶瓷的EDS元素分布

图4所示为Bi1−Ba/2Pb/2Cu1−NiSe1−TeO陶瓷的热电性能，表1所列为陶瓷的相对密度()、载流子浓度()、迁移率()和有效质量(m)。从图4(a)可见所有BiCuSeO陶瓷均未出现双极性传导。未掺杂的BiCuSeO，电导率随温度升高而增大，这是半导体输运的一种典型特征[24]。掺杂后陶瓷的电导率大幅提高，但随温度升高而降低，表现出类金属行为。室温下的电导率从未掺杂时的约7 S/cm大幅度上升到掺杂量=0.10时的约407 S/cm。电导率由载流子浓度和迁移率决定，关系式为(式中：为载流子电荷；为载流子浓度；为迁移率)。从表1可知，随从0增加到0.10，载流子浓度从1.21×1019/cm3增大到66.05×1019/cm3。为了研究载流子浓度上升的原因，对Bi1−xBa/2Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO(=0, 0.04和0.08)陶瓷进行红外光谱测试，得到()2−关系曲线(其中为普朗克常数；为频率；与透过率的对数成比例。测出不同频率红外光的透过率)，如图5所示。外推出这3种陶瓷材料的带隙分别约为0.80、0.76和0.74 eV，表明随掺杂量增加，带隙减小，意味着禁带宽度变窄，载流子更容易跃迁过禁带，从而提升载流子浓度。从表2还看出，随掺杂量增加，BiCuSeO的空穴迁移率降低(=0和=0.10时，迁移率分别为9.12 和3.01 (cm2∙V·s))，这可能是由各种缺陷，如化合物中的点缺陷增加所致。通常，整个材料的有效空穴迁移率的倒数可用下式表示[25]：

式中：为单个晶粒内的电荷载流子迁移率；B为波耳兹曼常数；为温度；为费米能级的有效质量；为晶界的势垒高度；为晶粒的平均尺寸；为载流子电荷。随掺杂量增加，呈增加趋势，载流子浓度增加，而随增加而减小，从式(1)可知这两者都导致减小。材料的电导率受载流子浓度和迁移率影响，从关系式可知，随掺杂量增加，增大，减小，在二者的综合作用下，BiCuSeO陶瓷的电导率增大，表明对电导率的影响大于的影响。

从图4(b)看出，纯BiCuSeO陶瓷具有较大的本征Seebeck系数，室温附近为381 μV/K，873 K时下降至330 μV/K。随掺杂量()从0增加到0.1，室温下的从约381 μV/K显著降低到约82 μV/K。对于简并半导体，Seebeck系数可用Pisarenko关系式表示，假设抛物线能带结构和声子散射近似[26]：

式中：S为Seebeck系数；kB是玻耳兹曼常数；T为绝对温度；e为载流子电荷；h是普朗克常数；m*为费米能级的有效质量；n为载流子浓度。从式(2)可知，Seebeck系数随载流子浓度增大而减小。如上所述，随x增加，载流子浓度显著增大，故Seebeck系数减小。

(a) Electrical conductivity (); (b) Seebeck coefficient (); (c) Power factor (PF);(d) Thermal conductivity (); (e) Lattice thermal conductivity (L); (f) Thermoelectric figure of merit (ZT)

从图4(c)看出，在整个温度范围内，所有掺杂BiCuSeO陶瓷的功率因子(PF)都高于未掺杂的BiCuSeO陶瓷的PF，功率因子等于Seebeck系数的平方乘以电导率，而Seebeck系数随掺杂量增加而下降，所以功率因子增加是由电导率增加所致。Bi0.90Ba0.05-Pb0.05Cu0.90Ni0.10Se0.90Te0.10O陶瓷在873 K时获得最高功率因子(0.71 mW/(m·K2))，约为未掺杂陶瓷功率因子(0.28 mW/(m·K2))的2.5倍。

从图4(d)看出，未掺杂的BiCuSeO陶瓷热导率从300 K的0.83 W/(m·K)下降到873 K的0.50 W/(m·K)。BiCuSeO陶瓷本征的低热导率与其弱化学键和层状结构引起的声子限制[27]以及重元素的存在有关[28]。在整个测试温度范围内，随温度升高，所有BiCuSeO陶瓷的都减小，这是由声子散射增强引起的。随掺杂量从0增加到0.10，呈增加趋势，特别是在高温区。一方面，由于Ba/Pb和Bi相对原子质量的差异(Ba、Pb和Bi的相对原子质量分别为137、207和209)，Ba/Pb比Bi“轻”，导致材料具有更快的声速、更强的Ba/Pb—O键合能和高频晶格振动，从而减弱光/声散射，导致晶格热导率(L)增大[29](见图4(e))；另一方面，电子热导率E(为洛伦兹常数，=1.5+；为Seebeck系数)。根据Wiedemann-Franz定律，掺杂量增加导致BCSO的电导率显著增大，进而引起电子热导率显著增加[30]。

表2 Bi1−xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO陶瓷在室温下的相对密度(ρ)、载流子浓度(n)、迁移率(μ)和有效质量(m*)(mo代表电子质量)

图5 Bi1−xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO(x=0, 0.04, 0.08)的(ahv)2-hv曲线和带隙

从图4(f)看出，未掺杂的BiCuSeO陶瓷热电优值(ZT)较低，峰值在873 K为0.54。在整个测试温度范围内，所有掺杂陶瓷的ZT都远高于未掺杂的陶瓷，并且ZT随温度升高而急剧上升。当掺杂量=0.10时，ZT在873 K时的最大值为1.06，约为未掺杂陶瓷的2倍。综上所述，最佳的掺杂量是10% (=0.10)，掺杂陶瓷的最高ZT值为1.06 (873 K)，明显高于未掺杂陶瓷的0.54 (873 K)、Pb掺杂的0.95 (873 K)[13]、Te掺杂的0.71 (873 K)[21]、Ni掺杂的0.35[31]、Pb/Ni双掺杂的1.00[32]。

除热电性能外，力学性能对于热电材料也非常重要。到目前为止，对BiCuSeO材料体系的力学性能研究很少。图6所示为BiCuSeO陶瓷的硬度(HV)。由图可见，未掺杂的BiCuSeO陶瓷维氏硬度约为181。掺杂后硬度提高，并随掺杂量增加而持续提高，这可能是掺杂元素的固溶强化所致[33]，=0.10的掺杂BiCuSeO陶瓷硬度最高，HV为269。

图6 Bi1−-xBax/2Pbx/2Cu1−xNixSe1−xTexO陶瓷的硬度

3 结论

1)用Ba/Pb和N对BiCuSeO陶瓷进行三位置掺杂制备P型Bi1−xBa/2Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO基热电陶瓷，最佳掺杂量(摩尔分数)为0.10，所得BiCuSeO基陶瓷的载流子浓度从未掺杂的1.21×1019/cm3显著增加到66.05×1019/cm，室温下的电导率从约7 S/cm大幅度上升到约407 S/cm。

2) 所有掺杂陶瓷的Seebeck系数下降，但维持在较高水平，同时掺杂陶瓷电导率提升对功率因子的有利影响盖过了Seebeck系数下降的不利影响，使得功率因子明显提升。Bi0.90Ba0.05Pb0.05Cu0.90Ni0.10Se0.90Te0.10O陶瓷在873 K具有最大功率因子和最大功率热电优值，分别为0.71 mW/(m·K2)和1.06，远高于未掺杂陶瓷在873 K的最大功率因子0.28 mW/(m·K2)和最大ZT值0.54。

3) 掺杂的BiCuSeO陶瓷的硬度随掺杂量增加而提高，Bi0.90Ba0.05Pb0.05Cu0.90Ni0.10Se0.90Te0.10O陶瓷的硬度(HV)约为269，远高于未掺杂陶瓷的硬度(181)，能更好地满足热电陶瓷材料的性能要求。

[1] BORUP K A, DE BOOR J, WANG H, et al. Measuring thermoelectric transport properties of materials[J]. Energy & Environmental Science, 2015, 8(2): 423−435.

[2] MARTIN J. Apparatus for the high temperature measurement of the Seebeck coefficient in thermoelectric materials[J]. Review of Scientific Instruments, 2012, 83(6): 065101.

[3] RAMANATHAN S, CHRYSLER G M. Solid-state refrigeration for cooling microprocessors[J]. IEEE Transactions on Components and Packaging Technologies, 2006, 29(1): 179− 183.

[4] LEONI R. On-chip micro-refrigerators for sub-Kelvin cooling[J]. New Astronomy Reviews, 1999, 43(2): 317−327.

[5] DISALVO F J. Thermoelectric cooling and power generation[J]. Science, 1999, 285(5428): 703−706.

[6] ROWE D M, MIN G. Evaluation of thermoelectric modules for power generation[J]. Journal of Power Sources, 1998, 73(2): 193− 198.

[7] ZHAO L D, HE J, BERARDAN D, et al. BiCuSeO oxyselenides: new promising thermoelectric materials[J]. Energy & Environmental Science, 2014, 7(9): 2900−2924.

[8] KIM G H, SHAO L, ZHANG K, et al. Engineered doping of organic semiconductors for enhanced thermoelectric efficiency [J]. Nature Materials, 2013, 12(8): 719−723.

[9] ZHANG G, LI B. Impacts of doping on thermal and thermoelectric properties of nanomaterials[J]. Nanoscale, 2010, 2(7): 1058−1068.

[10] LI J, SUI J H, PEI Y L, et al. A high thermoelectric figure of merit ZT> 1 in Ba heavily doped BiCuSeO oxyselenides[J]. Energy & Environmental Science, 2012, 5(9): 8543−8547.

[11] FENG B, LI G, HOU Y, et al. Enhanced thermoelectric properties of Sb-doped BiCuSeO due to decreased band gap[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 712: 386−393.

[12] LAN J L, LIU Y C, ZHAN B, et al. Enhanced thermoelectric properties of Pb‐doped BiCuSeO ceramics[J]. Advanced Materials, 2013, 96(9): 2710−2713.

[13] FENG B, LI G Q, HU X M, et al. Improvement of thermoelectric performance in BiCuSeO oxide by ho doping and band modulation[J]. Chinese Physics Letters, 2020, 37(3): 037201.

[14] FENG B, LI G Q, HU X M, et al. Enhancement of thermoelectric performances of BiCuSeO through Y doping and grain refining[J]. Journal of Materials Science (Materials in Electronics), 2020, 31(6): 4915−4923.

[15] FENG B, LI G Q, HOU Y H, et al. Enhancement of the thermoelectric properties of BiCuSeO via in doping and powder size controlling[J]. Journal of Electronic Materials, 2020, 49(1): 611−620.

[16] PEI Y L, HE J, LI J F, et al. High thermoelectric performance of oxyselenides: Intrinsically low thermal conductivity of Ca-doped BiCuSeO[J]. NPG Asia Materials, 2013, 5(5): 47−47.

[17] LI F, WEI T R, KANG F, et al. Enhanced thermoelectric performance of Ca-doped BiCuSeO in a wide temperature range[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2013, 1(38): 11942− 11949.

[18] YIN C, TANG J, CHEN Z Y, et al. Effect of multisite alloying and chloride doping for realizing a high thermoelectric performance in misfit-layered chalcogenide[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 840: 155756.

[19] GNU N, WOONGJIN C, JUNSU L, et al. Effect of multi substitution on the thermoelectric performance of the Ca11−xYbSb10−yGe(0≤≤9; 0≤≤3; 0≤≤3) system: Experimental and theoretical studies[J]. Inorganic Chemistry, 2017, 56(12): 7099−7110.

[20] WEN Q, CHANG C, PAN L, et al. Enhanced thermoelectric performance of BiCuSeO by increasing seebeck coefficient through magnetic ion incorporation[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5(26): 13392−13399.

[21] LIU Y, LAN J L, XU W, et al. Enhanced thermoelectric performance of a BiCuSeO system via band gap tuning[J]. Chemical Communications, 2013, 49(73): 8075−8077.

[22] LI W, PESSA M, LIKONEN J. Lattice parameter in GaNAs epilayers on GaAs: Deviation from Vegard’s law[J]. Applied Physics Letters, 2001, 78(19): 2864−2866.

[23] RYABININA O N, RAICHENKO A I, VERKHOTUROV A D, et al. Operating performance of steel punch electrodes for electric discharge sintering[J]. Soviet Powder Metallurgy and Metal Ceramics, 1976, 15(9): 703−705.

[24] CROWELL C R, SZE S M. Current transport in metal-semiconductor barriers[J]. Solid-state Electronics, 1966, 9(11/12): 1035−1048.

[25] MCCULLOCH I, HEENEY M, BAILEY C, et al. Liquid- crystalline semiconducting polymers with high charge-carrier mobility[J]. Nature Materials, 2006, 5(4): 328−333.

[26] UCHIDA K, TAKAHASHI S, HARII K, et al. Observation of the spin seebeck effect[J]. Nature, 2008, 455(7214): 778−781.

[27] BALANDIN A, WANG K L. Significant decrease of the lattice thermal conductivity due to phonon confinement in a free-standing semiconductor quantum well[J]. Physical Review B, 1998, 58(3): 1544.

[28] LIU W, SHI X, HONG M, et al. Ag doping induced abnormal lattice thermal conductivity in Cu2Se[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(48): 13225−13231.

[29] TOYOZAWA Y. Self-trapping of an electron by the acoustical mode of lattice vibration. I[J]. Progress of Theoretical Physics, 1961, 26(1): 29−44.

[30] JONSON M, MAHAN G D. Mott's formula for the thermo power and the Wiedemann-Franz law[J]. Physical Review B, 1980, 21(10): 4223.

[31] LIU Y C, LIU J F, ZHANG B P, et al. Thermoelectric properties of Ni doped P-type BiCuSeO oxyselenides[J]. Key Engineering Materials, 2014, 602/603(3): 906−909.

[32] BO F, GLAB C, ZHAO P, et al. Enhanced thermoelectric properties in BiCuSeO ceramics by Pb/Ni dual doping and 3D modulation doping[J]. Journal of Solid State Chemistry, 2019, 271: 1−7.

[33] GAO L, CHEN R S, HAN E H. Effects of rare-earth elements Gd and Y on the solid solution strengthening of Mg alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 481(1/2): 379−384.

Effect of three-position doping on thermoelectric properties of BiCuSeO based functional ceramics

FENG Bo

(School of Mechanical and Electrical Engineering, Wuhan Donghu University, Wuhan 430070, China)

BiCuSeO functional ceramics were doped by Bi/Cu/Se, and Bi1−xBa/2Pb/2Cu1−xNiSe1−xTeO (=0, 0.02, 0.04, 0.06, 0.08, 0.10) ceramics were prepared by mechanical alloying (MA) and spark pressing sintering (SPS) process. The phase, microstructure, electrical transport parameters and thermal transport parameters were analyzed before and after doping to study the influence on the thermoelectric properties of BiCuSeO functional ceramics. The results indicate that three position doping can hybridize the beneficial effects of several elements, which can significantly improve the conductivity and power factor of BiCuSeO functional ceramics while maintaining a high Seebeck coefficient. The best doping amountis 0.10. The highest power factor of 0.71 mW/(m∙K2) and the maximum thermal power value of 1.06 are obtained at 873 K, which are about 2.5 times and 2 times of undoped ceramics.

thermoelectric ceramics; multi doping; electrical transport properties; thermal properties; solid solution strengthening; thermoelectric figure of merit

TG15

A

1673-0224(2021)04-306-07

2021−03−15；

2021−04−28

冯波，讲师，博士。电话：19945021442；E-mail: wdufengbo@163.com

(编辑 汤金芝)