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Chemistry

Síntese de não-uniforme Pr-dopado SrTiO doi: 10.3791/52869 Published: August 15, 2015

Introduction

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Thermoelectrics óxido foram mostrados para ser candidatos promissores para aplicações termelétricas de alta temperatura, de estabilidade e de custo perspectivas para propriedades de transporte eletrônico. Entre as termelétricas de óxido do tipo n, altamente dopado titanato de estrôncio (STO) tem atraído muita atenção devido às suas intrigantes propriedades eletrônicas. No entanto, uma grande condutividade térmica total (κ ~ 12 W K -1 m -1 a 300 K para cristais individuais) 1 e uma baixa mobilidade do transportador (μ ~ 6 centímetros 2 V 1 s-1 a 300 K para cristais individuais) 1 afectar prejudicialmente o desempenho termoeléctrico que é avaliado por uma figura de mérito adimensional, ZT = α 2 σT / κ, onde α é o coeficiente de Seebeck, σ a condutividade eléctrica, T a temperatura absoluta em graus Kelvin, e κ a condutividade térmica total. Nós aqui definir o numerador como o fator de potência, PF = α 263; T. A fim de que este material termoeléctrico óxido de competir com outros thermoelectrics de alta temperatura (tais como ligas de SiGe), são requeridos um aumento mais pronunciado no factor de potência e / ou diminuição da condutividade térmica da estrutura.

A maioria dos estudos experimentais, a fim de melhorar as propriedades termoeléctricas de STO têm-se centrado principalmente na redução da condutividade térmica através estirpe de campo e espalhamento flutuação massa de fonões. Estas tentativas incluem: (i) simples ou duplas de doping do Sr 2+ e / ou Ti 4+ locais, como os principais esforços no que diz respeito a esta direção, 2,3 (ii) Síntese de superrede naturais estruturas Ruddlesden-Popper a fim de reduzir ainda mais a conductividade térmica através de camadas isolantes SRO, 4 e (iii) de engenharia composto por adição de uma segunda fase de nanoparticulado. 5 No entanto, até recentemente, nenhuma estratégia de reforço tem sido relatada a substantially aumentar o fator de energia termelétrica nestes óxidos. Os valores do fator de potência máxima registada (PF) em única massa e STO poli-cristalino foram confinados a um limite máximo de PF <1,0 W m -1 K -1.

Uma variedade de abordagens de síntese e técnicas de processamento têm sido utilizados para implementar as ideias tentativas acima. As rotas de síntese pó incluem reação de estado sólido convencional, 6 sol-gel, 7 hidrotermal, 8 e síntese de combustão, enquanto que 9 sinterização convencional, 6 prensagem a quente 10 e recentemente sinterização plasma faísca 12 estão entre as técnicas comuns usadas para densificar as pós em massa cerâmica. No entanto, para um dopante semelhante (por exemplo, La) e a concentração de dopante, os massa cerâmica resultantes exibem uma gama de propriedades de transporte electrónicos e térmicas. Isto é, em grande devido à química defeito fortemente dependente do processo de SrTiO <sub> 3, que resulta em propriedades dependentes de síntese. Há apenas um punhado de relatórios otimizando os parâmetros de síntese e processamento de beneficiar transporte termelétrica. Vale ressaltar que, devido ao muito pequeno phonon livre percurso médio em SrTiO 3 (l ph ~ 2 nm a 300 K), 11 nanoestruturação não é uma opção viável para a melhoria do desempenho TE de cerâmica grandes quantidades STO principalmente através da redução da condutividade térmica da estrutura.

Recentemente, nós relataram melhora mais de 30% na termelétrica figura de mérito em não uniforme Pr-dopados SrTiO 3 cerâmica provenientes de um fator de potência termelétrica reforçada simultaneamente e condutividade térmica reduzida 12,13. Neste protocolo de vídeo detalhado, apresentamos e discutir os passos de nossa estratégia de síntese para a preparação destes Pr-dopado cerâmica STO que exibem melhores propriedades electrónicas e termoeléctricos.

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Protocol

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1. Preparação de Pré-dopado SrTiO 3

  1. A fim de preparar 10 g de Sr 0,95 Pr 0,05 TiO 3 em pó, pesar as quantidades estequiométricas de SrCO 3 em pó (7,53407 g), TiO 2 nanopowder (4,28983 g), e Pr 2 O 3 protuberância sinterizado (0,44299 g) a seguir à reacção para X = 0,05:

Equação 1

  1. Triture os pesados ​​Pr 2 O 3 caroços sinterizados a partículas finas utilizando um almofariz e pilão de ágata.
  2. Adicionar o pesava SrCO3 pó e de TiO 2 nanopowder ao Pr 2 O 3 e continuar moagem e mistura utilizando um almofariz de ágata e pilão até um pó visualmente homogénea é conseguido.
  3. Carregar o pó moído em um frasco de vidro e mistura utilizando um dispositivo de turbulência durante 30 minutos para homogeneizar the mistura.
  4. Carregar o pó misturado resultante num cuidadosamente limpos e polidos de aço inoxidável fieira (1 polegada de diâmetro) e que sanduíche entre dois êmbolos de aço inoxidável.
  5. Imprensa fria o pó usando uma prensa sob uma carga de aproximadamente 1 tonelada métrica.
  6. Ejetar o pellet prensado a frio, colocando a matriz em um cilindro de aço inoxidável oco e empurrando os êmbolos e a pelota para fora do topo usando uma haste de empurrar. Após a ejecção do pelete prensado a frio (corpo verde) a partir da matriz, limpar qualquer contaminação na superfície circunferencial do pelete, cobrindo suavemente o sedimento com um pequeno pedaço de fita adesiva e, a remoção de uma camada fina por rasgar a fita.
  7. Coloque o pellet verticalmente em um barco de alumina preenchido com comprada comercialmente SrTiO 3 em pó como a barreira entre o barco alumina ea imprensa pelota frio.
  8. Inserir o barco num forno tubular, aquecer até 1300 ° C em 3 horas e mantê-lo a esta temperatura durante 15h. Permitir que o sedimento de arrefecer até à temperatura ambiente no interior do forno quando a calcinação acabou. Este passo é referido como o "processo de calcinação" posteriormente.
  9. Moer o pellet usando o almofariz de ágata e pilão e carregar o pó resultante em um frasco de vidro para posterior mistura usando a turbulência.
  10. Carregar o pó para dentro da matriz de aço inoxidável e prensado a frio sob uma cerca de 3 toneladas métricas de carga.
  11. Repetir o passo de 1,9 mais uma vez a 1400 ° C em 3 horas e guarda-se a esta temperatura durante 20 horas.
  12. Moer o pellet usando o almofariz de ágata e pilão.
  13. Repita os passos 1.11, 1.12, 1.13 e mais uma vez para a reacção em estado sólido para atingir a conclusão.

2. Preparação de massa policristalino Pr-dopado SrTiO 3 Ceramic

  1. Pesar 1,6 g de pó de AS-preparada (para um disco de 2 mm de espessura e 12,7 mm de diâmetro).
  2. Prepare pedaços graphoil circulares para cobrir a parte superior e inferior interface dos êmbolos de pó de grafite e colada no grafite morrer. Além disso, uma outra parte preparar graphoil rectangular para cobrir a parede interna do molde de grafite.
  3. Carregar o pó como preparada num molde de grafite (12.7 mm de diâmetro interno) e o pó de sanduíche entre dois êmbolos de grafite do mesmo tamanho. Perfurar um furo de 2 mm no meio do comprimento da matriz de grafite e a partir da superfície exterior da matriz de cerca de 2 mm da superfície interna para a leitura de temperatura.
    Nota: Ajustar o comprimento dos êmbolos de grafite que fiquem fora do molde e posicionar o centro do cilindro de pó ensanduichada em que o orifício é colocado para obter uma leitura precisa da temperatura. Os rostos dos êmbolos de grafite precisam ser meticulosamente nivelada durante a usinagem das peças. Qualquer desalinhamento pode resultar na quebra da pastilha sinterizada durante a sinterização plasma pulsado.
  4. Cold-prima suavemente o pó (carga <200 kg) utilizando uma prensa antes da montagem sobre a centelhaplaca de sinterização plasma no interior da câmara. Use planas polidas placas de suporte de aço inoxidável entre a parte superior e inferior e êmbolos do palco imprensa para evitar danificar os êmbolos de grafite.
  5. Enrole um pedaço de feltro de grafite em torno da matriz para o isolamento e prenda-o com fios de grafite. Conceber uma janela sobre o feltro de grafite pelo corte de uma peça rectangular de feltro onde a leitura da temperatura orifício é colocado sobre o molde.
  6. Coloque o molde de grafite e êmbolos carregados na câmara de sinterização plasma pulsado. Mover o palco para a posição final.
  7. Concentre-se e alinhar o círculo alvo Pyrometer no buraco leitura da temperatura do molde. Verifique se a configuração emissividade do pirômetro está definido para grafite.
  8. Feche a câmara e colocar uma carga de 7,7 kN (aproximadamente 60 MPa) sobre a amostra. Vácuo e purgar a câmara com Ar três vezes e saem da câmara sob vácuo dinâmico de 6 Pa.
  9. Aumentar a temperatura, aumentando a corrente (manualmente ou utilizando umprograma). Use 250 A min -1 (correspondendo a aproximadamente 300-400 ° C min-1) para as amostras optimizados. Este é o passo mais importante no processo de sinterização plasma pulsado.
  10. Manter a temperatura a 1500 ° C durante 5 min, ajustando manualmente a corrente ou utilizando o programa. No final do período de detenção de 5 min, fechou a atual off e solte rapidamente a carga de 7,7 kN para evitar rachaduras da amostra durante o arrefecimento. Deixe o fresco de exemplo para RT no interior da câmara.
  11. Solte o pellet granel do grafite morrer suavemente com a imprensa fria. Isto é feito colocando o molde de grafite em um cilindro de aço oca e ejectar o sedimento e os êmbolos de grafite utilizando uma vareta de aço que empurra a partir do topo.
  12. Remover o graphoil nas faces superior e inferior do sedimento, bem como a superfície circunferencial usando uma lâmina afiada.
  13. Polir a amostra usando um papel áspero areia (400 grade) para baixo para 0,3-0,5 mm de cada lado para garantira remoção completa do graphoil. Limpar a amostra com acetona.

3. Caracterização de eletrônicos e Transporte Thermal Ceramics Propriedades de massa

  1. Determinar a densidade do disco cerâmico, ρ, utilizando o método de Arquimedes.
  2. Medir o peso da amostra, W seco, e então o peso da amostra submersa em água, W molhado, em um sistema de medição de densidade estabilizada e calcular a densidade a partir de Arquimedes

Equação 2

onde a água ρ é a densidade da água à temperatura de medição (por exemplo, igual a 1 g cm -3 a 300 K). 14

  1. Medir a difusividade térmica da amostra, d, usando a técnica de inflamação do laser transiente sob uma 75 ml min -1 fluxo de Ar. Medir a espessurada amostra, G, com precisão primeiro usando um micrómetro digital.
    Nota: As amostras Paralelo-confrontados com diferentes tamanhos e formas (por exemplo, discos redondos 12,7 milímetros de diâmetro ou quadrada 10 x 10 mm 2 discos) e espessuras entre 0,5 e 5 mm pode ser facilmente medido.
    1. Na técnica de inflamação do laser difusividade térmica, irradiação de uma face da amostra por um curto (~ 1 mseg) pulso de laser e registar o aumento de temperatura na face oposta por um detector de infra-vermelhos. Em seguida, calcular difusividade térmica pelo software de interface de inflamação do laser a partir da espessura da amostra e o perfil de subida de temperatura-tempo utilizando a equação 15 Parker

Equação 3

em que L representa a espessura do disco e t 1/2 representa a meia-altura da elevação máxima de temperatura do outro side da amostra.

Nota: O modelo de 15 Parker assume condições ideais de amostra adiabatic e aquecimento de pulso instantânea, outros modelos têm sido propostos ao longo dos anos, que representam várias perdas na medição, como as perdas de calor, duração de pulso finito, aquecimento de pulso não uniforme e não homogénea estruturas. Temos utilizado o modelo Cowan 16 com correção de pulso, que é um dos métodos mais avançados. Deve notar-se que, a fim de maximizar a quantidade de energia térmica transmitida a partir da superfície frontal e para maximizar o sinal observado pelo detector de IR, as superfícies das amostras deve ser altamente emissiva. Normalmente, isto requer a aplicação de uma fina camada de grafite para as superfícies das amostras. Uma incerteza de 2% -5% na medição da difusividade térmica existe, provenientes da determinação da dimensão. 17

  1. Cortar o sedimento utilizando uma serra de disco de diamantes em barras rectangulares, 2 x 2 x 103 mm, a condutividade eléctrica e medições de coeficiente de Seebeck, bem como um disco de quadrado, de 4 x 4 x 1,5 mm3 para o calor específico de alta temperatura e uma peça rectangular fina, 8 x 5 x 1 mm3 para medidas Hall.
  2. Medir o calor específico, C p, da amostra sobre a peça quadrada plana e polida-espelho (4 x 4 x 1,5 mm3) utilizando uma calorimetria de varrimento diferencial (DSC) sob fluxo de árgon. 18
    1. Usar uma taxa de aquecimento de 5 K min -1-se a 40 ° C durante uma preensão isotérmica durante 10 min para permitir que a amostra atingir o equilíbrio térmico, seguido por 20 K min -1 taxa de aquecimento até 500 ° C, com uma taxa de arrefecimento exacta que se seguiu. Executar a medição sob o fluxo de árgon (50 ml min -1 é sugerido).

Nota: devido à sensibilidade do método utilizado para a análise, conduzir três medições para determinar a capacidade de calor incluindo (1) uma medição de linha de base para subtrair o fundo, (2) a medição do calor específico de um material padrão (tais como safira) com um conhecido C P, e (3) medição do calor específico da amostra. Certifique-se de que as amostras são planas e, a fim de fazer um contacto ideal, com o fundo do cadinho de medição (panelas de Pt / Rh com Al 2 O 3 cadinhos utilizados neste trabalho) polido-espelho. Mais detalhes sobre a estrutura exacta da fase de DSC, uma comparação das técnicas de DSC para os outros, e instruções precisas para a medição de uma amostra pode ser encontrada em várias fontes 19.

  1. Calcular a condutividade térmica a alta temperatura, κ, da amostra a partir dos valores medidos de difusividade térmica, d, o calor específico, C P, e a densidade, utilizando 20 ρ

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  1. Placa de ouro sondas aos pontos de contacto (4) sobre a contactos 2 x 2 x 10 mm de 3 peças cortadas a partir da amostra para aliviar os problemas de resistência de contacto.
    1. A fim de pulverização catódica ouro apenas nas áreas de contato desejados, enrole uma scotch-fita ao redor da amostra 2 x 2 x 10 mm 3 para usar como um estêncil. Deixe a 2 x 2 milímetros dois rostos un-coberto. Usando uma lâmina de barbear, cortar dois orifícios muito pequenos (aproximadamente 1 mm de diâmetro) no centro da face 2 x 10 mm 2, ao longo de uma linha separada pela distância sondas.
    2. 21 por pulverização catódica, uma película de ouro ~ 200 nm de espessura usando uma unidade de pulverização de ouro de bancada.
  2. Medem-se as propriedades de transporte eléctrico, ou seja, a condutibilidade eléctrica e de coeficiente de Seebeck) da amostra, como uma função de temperatura 22,23.
    1. Medir a condutividade eléctrica através do método de quatro terminais. Medir o coeficiente de Seebeck com a same configuração usando as medições de temperatura e de tensão através dos dois termopar média "sondas". Meça a distância entre estas duas sondas que utilizam um microscópio digital. Mais detalhes sobre as medidas de transporte elétricas podem ser encontradas em outros lugares 22,23.
  3. 24 medir a concentração de portadores Hall como uma função da temperatura sobre a 8 x 5 x 1 mm3 amostra usando um sistema de medição de propriedades físicas.

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Representative Results

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Padrões de difracção de raios-X foram recolhidos como para os pós preparados e as correspondentes massa cerâmica em função do conteúdo-Pr (Figura 1), a fim de estudar o efeito do Pr-dopagem na SrTiO 3 estrutura, a solubilidade do Pr em SrTiO 3 e a formação da fase secundária (s). Os padrões de confirmar a formação de SrTiO 3 fase em todos os pós preparados como onde as reflexões podem ser indexados para uma rede cúbica com grupo espacial (Figura 1A). A mudança monotônica no parâmetro de rede a partir de um indexada = 3,906 para x = 0 (não dopado) com o aumento do teor Pr confirma a distorção da estrutura com a incorporação de menores Pr 3+ em sítios Sr 2+. Reflexões fracas também foram observados para x> 0,05, correspondente à fase de óxido de praseodímio intermédia (por exemplo, Pr 5 S 9), que aumentam a intensidade com o aumento da concentração nominal Pr ( (Figura 1C, D).

Um estudo relação síntese-estrutura-propriedade foi conduzida a fim de compreender o efeito da taxa de aquecimento SPS e a fase secundária observada nas propriedades de transporte electrónico. Micrografias electrónicas de digitalização foram adquiridos em conjunção com os espectros de raios X de energia dispersiva para investigar o efeito dos parâmetros de síntese e de densificação, particularmente desencadear taxa de aquecimento de plasma de sinterização, sobre a morfologia e a composição química dos grãos e limites de grão (Figura 2). Synthesis- relacionamento (micro) estrutura-propriedade foi investigado através do monitoramento da temperatura-dependência das propriedades de transporte eletrônico das cerâmicas em massa (Figura 2). Verificou-se que a condutividade eléctrica pode ser significantly aumentada através da optimização da taxa de aquecimento SPS (Figura 2A). Esta melhoria foi atribuída a um aumento acentuado na mobilidade do portador desde que os valores da concentração do coeficiente de Seebeck semelhante e transportadores foram obtidos para amostras densificada sob diferentes taxas de aquecimento (Figura 2A, inserção). As micrografias electrónicas de varrimento mostram que a Pr-rico fase secundária presente no pó como preparados (Figura 2B, inserção) pode dopar parcialmente a região de fronteira de grão durante o processo de SPS (Figura 2B). Por optimização adequada da taxa de aquecimento SPS, a região de limite do grão pode ser completamente dopado com Pr, caso em que um aumento na mobilidade do portador é observado (Figura 2C).

Propriedades de transporte electrónicos e térmicas das cerâmicas granel preparados com uma alta taxa de aquecimento de SPS 300 ° C min - 1 foram medidos como uma função óf temperatura e teor de Pr, a fim de calcular a figura de mérito termoeléctrica global (Figura 3). Todas as amostras exibem um comportamento semicondutor degenerado (isto é, metálico semelhante) para a condutividade eléctrica (Figura 3A) e um thermopower difusivo do tipo correspondente (Figura 3B). Grande fator de potência termelétrica> 1 W m -1 K -1 foi observado para a cerâmica com x> 0,075 em uma ampla faixa de temperatura atingindo um máximo de 1,3 W m -1 K -1 para x = 0,15, correspondente a 3% em Pr ( Figura 3C). Simultaneamente, uma redução monótona em condutividade térmica foi observada com o aumento da Pr-se a x = 0,15 (Figura 3D). A concentração óptima Pr nominal foi encontrado para ser x = 0,15 para estas amostras. 13 melhoria superior a 30% na figura termoeléctrico adimensional de mérito (ZT) para toda a gama de temperatura ao longo de todo m previamente relatadoaximum valores foram obtidos como resultado do aumento simultâneo do fator termoeléctrica e redução da condutividade térmica (Figura 3E). 13 O valor máximo ZT de 0,35 foi obtido a 500 ° C. Se as medições estão a ser realizadas sob uma atmosfera altamente redutora, valores máximos ZT acima de 0,6 são preditos a 1.000 ° C por ajuste dos dados de transporte electrónicos e térmicas experimentais. A possibilidade de continuar a melhorar o fator de potência a estas temperaturas e, portanto, ZT também existir se a concentração de portadores pode ser aumentada mais 30.

Figura 1
Figura 1. perfis de difração de raios-X (A) difração de raios-X (DRX) Perfis de Sr 1 - Pr. X x TiO 3 - pós δ antes SPScomo uma função de conteúdo nominal Pr. (B) de visualização ampliada do retângulo tracejado em (a), (C) perfis de DRX de Sr 1 - x Pr x TiO 3 - δ com x = 0,075 antes SPS (pó) e após a alta taxa de aquecimento-SPS (Cerâmica massa ). Fotografias de pó prensado a frio após a reação de estado sólido ea cerâmica SPSed correspondente são mostrados. (D) de visualização ampliada do retângulo tracejado em (C). Reproduzido com permissão 12.. Por favor clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figura 2
Figura 2. Efeito da SPS taxa de aquecimento. (A) Dependência de temperatura de condutividade elétrica e Seebeck coeficiente (inserção) para Sr 1 - x Pr x TiO 3 - δ cerâmica com x = 0,075 processados ​​usando duas taxas diferentes SPS aquecimento de 100 ° C min - 1 e 300 ° C min - 1, respectivamente. (B) elétron Backscattered (BSE) micrografia da cerâmica feita sob 100 ° C min - 1 SPS. Um espectro Pr típico da linha de exploração EDS através de uma partícula y Pro é mostrado. (C) Backscattered micrografia eletrônica da cerâmica feita sob um 300 ° C min - 1 SPS taxa de aquecimento. Um espectro Pr típico de linha EDS digitalizar através de dois grãos, cereais e grãos 1 2, é mostrado. A inserção mostra a micrografia BSE do Sr 0,95 La 0,05 TiO 3 de cerâmica preparado seguindo a mesma receita. 12 Reproduzido com permissão. pload / 52.869 / "target =" _ blank 52869fig2highres.jpg "> Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

Figura 3
Figura 3. termoeléctricos propriedades de transporte. A dependência da temperatura de (A) a condutividade eléctrica (σ), (B) o coeficiente de Seebeck (α), (C) do factor de potência (definido como PF = α2σT), (D) e condutividade térmica total (E ) figura-de-mérito, ZT para Sr 1 - x Pr x TiO 3 - δ cerâmica em função do conteúdo Pr. Dependência da temperatura dos valores ZT máximos relatados na literatura é mostrado para comparação. 2,25-28 Reproduzido com permissão. 12,13_blank "> Clique aqui para ver uma versão maior desta figura.

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Discussion

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Neste protocolo, apresentamos os passos da estratégia de síntese, a fim de preparar com êxito policristalinos granel dopado-PR SrTiO 3 cerâmica apresentando melhores propriedades eletrônicas e termoelétricas. As principais etapas do protocolo incluem (i) a síntese em estado sólido do dopado SrTiO 3 em pó em ar sob pressão atmosférica e (ii) aproveitando as capacidades de técnica de sinterização plasma pulsado para densificar o pó preparado como em alta densidade de massa cerâmica e ao mesmo tempo para dopar ainda mais os limites dos grãos da amostra com o Pr. Demonstrou-se que através da aplicação de uma elevada velocidade de aquecimento SPS (300-400 ° C min @ 1) as reflexões no padrão de difracção de raios X correspondendo à fase secundária (s) são totalmente desaparecido (Figura 1C, D). A taxa de aquecimento de alta é uma das principais diferenças desta estratégia de síntese com relatos prévios na literatura 17 completa.incorporação de dopantes Pr em locais Sr, que conduzem a valores de concentração medidos transportadora correspondente à dopagem valores nominais de 12, é uma das principais realizações da presente estratégia de síntese. Como resultado, observaram-se valores de concentração mais elevada de suporte para as amostras preparadas neste trabalho em comparação com os valores relatados na literatura para as amostras preparadas utilizando outros métodos com as mesmas concentrações nominais de dopagem. Aproveitando a atmosfera altamente redutora da câmara de sinterização plasma pulsado (grafite matriz sob vácuo dinâmico e alta taxa de aquecimento) para reduzir o óxido de pó, a fim de criar locais vazios de oxigénio, como outra fonte de electrões de dopagem também diferencia este protocolo de outras amostras reportadas no a literatura preparado sob Ar 29 ou gás de formação (5-10% H em Ar) 29 atmosferas.

Além disso, observou-se que através da aplicação de uma elevada velocidade de aquecimento SPS, fases secundárias, que são principalmenteóxido de praseodímio, pode dopar localmente as regiões de fronteira grão. Esta dopagem não uniforme das amostras de cerâmica resultou na observação de um melhoramento marcado inesperado na mobilidade do portador, o factor de energia termoeléctrica, bem como uma redução significativa da condutividade térmica total. Os dados experimentais sugerem que o aumento observado está correlacionada com a microestrutura original da cerâmica e a presença de Pr-ricas regiões de fronteira. Tais limites não foram observadas para o SrTiO 3 cerâmica dopados com outros contaminantes, como La (Figura 2C, inserção) ou preparados com outros métodos de síntese descritos na literatura. Um estudo teórico recente por Dawson e Tanaka tenta explicar esta observação (ou seja, por que Pr-doping induz a formação de core-shell e La-doping não) ao investigar a estrutura e energética de Pr- e local La-dopados SrTiO 3 limites de grãos . 30 Seus cálculos mostram a far stronger benefício energético para Pr-doping de limites de grão do que La-doping. Uma vez que os resultados do transporte electrónicos não pôde ser explicado pela teoria forma eficaz, 12 acredita-se que um mecanismo de transferência de carga é susceptível de ser envolvido na melhoria mobilidade do portador.

Os resultados provam que a estratégia pode ser aplicada como um método para sintetizar estruturas em compósitos situ particularmente da estrutura do tipo núcleo-invólucro. No entanto, a eficiência da dopagem não uniforme depende da natureza das fases constituintes do compósito. Este método é limitado pelo ponto de as fases presentes no material de fusão. Taxas de aquecimento elevadas de 300-400 ° C min -1 pode localmente derreter o material sob pressão mecânica e quer quebrar a amostra ou alterar as propriedades. Por conseguinte, este protocolo é uma estratégia de síntese boa para ser implementada com outros óxidos, devido à sua estabilidade a alta temperatura. O cuidado deve ser exerczada quando o método é aplicado a outros materiais termoeléctricos. As condições de sinterização faísca técnica de plasma devem ser optimizado antes de se aplicar a estratégia para sistemas de outros materiais. Deve-se notar que, devido às taxas de aquecimento elevadas aplicadas, o crescimento de grão é significativa esperado se a parte densificação do protocolo é utilizado em pós nanosctructured.

Trabalho futuro para modificar o protocolo actual, a fim de melhorar ainda mais as propriedades termoeléctricas incidirá sobre a optimização simultânea do efeito da carga mecânica (60 MPa neste protocolo), a temperatura de imersão do SPS, e o tempo de imersão para reduzir ainda mais a conductividade térmica , melhorar o fator de potência, e para melhorar a taxa de sucesso da preparação de amostras livres de crack.

Em conclusão, demonstrámos a abordagem de síntese para a preparação de grandes quantidades policristalino dopado SrTiO 3-Pr Pr-cerâmicas com grãos ricos BOUNDARIEs exibindo melhorou significativamente as propriedades eletrônicas e termoelétricas. A estratégia de síntese utilizado neste trabalho poderá abrir novos horizontes e oportunidades para outras propriedades e aplicações deste perovskita amplamente funcional, onde mobilidade do portador maior é desejado. Além disso, a sinterização plasma pulsado engenharia de limite do grão utilizando demonstrado neste trabalho podem ser implementados em outros materiais de óxido de modificar as propriedades físicas.

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Materials

Name Company Catalog Number Comments
SrCO3 Powder, 99.9% Sigma Aldrich 472018
TiO2 Nanopowder, 99.5% Sigma Aldrich 718467
Pr2O3 Sintered Lumps, 99.9% Alfa Aesar 35663 
Spark Plasma Sintering  Dr. Sinter Lab SPS-515S
Resistivity/Seebeck Coefficient Measurement System Ulvac-Riko ZEM-2
Laser Flash Thermal Diffusivity Measurement System Netzsch LFA-457 Microflash
Differential Scanning Calorimetry (DSC) System Netzsch 404C Pegasus
Physical Property Measurement system (PPMS) Quantum Design
Field Emission Scanning Electron Microscope (FE-SEM) Hitachi SU-6600
Energyy-dispersive X-ray Spectroscopy (EDS) Oxford Instruments
X-ray Diffractometer Rigaku Ultima IV
Bench-top Sputter Coater Denton Vacuum Desk II
Diamond  Wheel Saw South Bay Technology

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References

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Síntese de não-uniforme Pr-dopado SrTiO<sub&gt; 3</sub&gt; Cerâmica e suas propriedades termoelétricas
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Mehdizadeh Dehkordi, A., Bhattacharya, S., Darroudi, T., Zeng, X., Alshareef, H. N., Tritt, T. M. Synthesis of Non-uniformly Pr-doped SrTiO3 Ceramics and Their Thermoelectric Properties. J. Vis. Exp. (102), e52869, doi:10.3791/52869 (2015).More

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