JP2021192402A - Thermoelectric conversion material, method of manufacturing the same, and thermoelectric conversion element using the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、熱電変換材料、その製造方法およびそれを用いた熱電変換素子に関する。 The present invention relates to a thermoelectric conversion material, a method for producing the same, and a thermoelectric conversion element using the same.
熱電変換素子は、熱エネルギーの有効利用の観点から実用化が期待されている技術である。熱電変換素子には、バルク形態を有する熱電変換材料を用いた素子が知られているが、近年、２００℃未満の低温排熱を熱源として活用するために、多様形状を有する熱源への設置を可能とするフレキシブルな熱電変換素子が求められており、薄膜熱電変換材料や有機材料を用いた薄膜型熱電変換素子の研究が盛んである。 The thermoelectric conversion element is a technology that is expected to be put into practical use from the viewpoint of effective utilization of thermal energy. As the thermoelectric conversion element, an element using a thermoelectric conversion material having a bulk form is known, but in recent years, in order to utilize low-temperature waste heat of less than 200 ° C. as a heat source, it has been installed in a heat source having various shapes. There is a demand for flexible thermoelectric conversion elements that enable it, and research on thin-film thermoelectric conversion elements using thin-film thermoelectric conversion materials and organic materials is active.
熱エネルギーから電気エネルギーへの変換効率は、性能指数ＺＴの関数であり、ＺＴが高いほど高くなる。この性能指数ＺＴは次式のように表されている。
ＺＴ＝Ｓ２σ／κ
ここで、Ｓはゼーベック係数であり、σは電気伝導率であり、κは熱伝導率である。
The conversion efficiency from thermal energy to electrical energy is a function of the figure of merit ZT, and the higher the ZT, the higher the efficiency. This figure of merit ZT is expressed by the following equation.
ZT = S 2 σ / κ
Here, S is the Seebeck coefficient, σ is the electrical conductivity, and κ is the thermal conductivity.
バルク型、薄膜型のいずれの熱電変換素子においても、熱電変換材料が幅広く使用されるためにはその性能をさらに向上させることが求められている。上記式によれば、熱電変換材料の性能向上には、より高いゼーベック係数Ｓ、より高い電気伝導率σ、より低い熱伝導率κが求められる。また、熱電変換材料の性能は、同じ材料であってもバルクと薄膜とでは異なる場合がある。例えば、マグネシウムシリサイド（Ｍｇ２Ｓｉ）のバルクの室温におけるＺＴは、約０．３であるが、薄膜のそれは、約０．０００８であり、バルクと同程度とすることが求められている。このような互いに相反する係数のうちいずれかを改良した材料開発やナノ構造に着目した開発が行われているが、実用的な材料の開発にはいたっていない（例えば、特許文献１〜３を参照）。
In both bulk type and thin film type thermoelectric conversion elements, it is required to further improve the performance in order for the thermoelectric conversion material to be widely used. According to the above equation, a higher Seebeck coefficient S, a higher electric conductivity σ, and a lower thermal conductivity κ are required to improve the performance of the thermoelectric conversion material. Further, the performance of the thermoelectric conversion material may be different between the bulk and the thin film even if the same material is used. For example, the ZT of a bulk of magnesium silicide (Mg 2 Si) at room temperature is about 0.3, but that of a thin film is about 0.0008, which is required to be about the same as that of the bulk. Although materials and nanostructures have been developed by improving any of these mutually contradictory coefficients, practical materials have not been developed (see, for example,
特許文献１によれば、２価を取り得る元素（Ｘ）−シリコン（Ｓｉ）非晶質母体中に多数のＸＳｉ２結晶粒を均一に析出させ、析出させたＸＳｉ２結晶粒のそれぞれの少なくとも一部をパーコレーションさせるのに十分であり、かつ、シリコン（Ｓｉ）結晶の析出が起こる一歩手前である熱処理を施すことによって、熱電能および／またはパワーファクターを増加する技術を報告する。 According to Patent Document 1, a large number of XSi 2 crystal grains are uniformly precipitated in a divalent element (X) -silicon (Si) amorphous matrix, and at least each of the precipitated XSi 2 crystal grains is at least. We report a technique for increasing thermoelectric power and / or power factor by performing a heat treatment that is sufficient to percorate a part and is one step before the precipitation of silicon (Si) crystals occurs.
特許文献２によれば、非晶質シリコンからなる母材中にＭｇ２Ｓｉからなる熱電材料のナノ粒子が分散されてなるナノコンポジット熱電材料を開示する。
According to
また、特許文献３によれば、０より大きく１００ｎｍ以下の平均結晶粒径であり、配向した、第１結晶相シリサイドの結晶粒と、第２結晶相シリサイドの結晶粒とを含み、第１結晶相シリサイドの層と第２結晶相シリサイドの層とを含む多層構造を有し、積層周期が１０ｎｍ以上５０ｎｍ未満である熱電変換材料を開示する。ここで、第１結晶相シリサイドは、Ｍｎ元素、Ｆｅ元素、Ｃｒ元素からなる群から選択された遷移金属元素と、Ｓｉ元素とで構成される、又は、Ｍｎ元素、Ｆｅ元素、Ｃｒ元素からなる群から選択された遷移金属元素と、Ｓｉ元素と、Ａｌ元素、Ｇａ元素、Ｉｎ元素からなる群から選択された１又は複数の金属元素とで構成されており、第２結晶相シリサイドは、Ｍｎ元素、Ｆｅ元素、Ｃｒ元素からなる群から選択された遷移金属元素と、Ｓｉ元素と、Ａｌ元素、Ｇａ元素、Ｉｎ元素からなる群から選択された１又は複数の金属元素とで構成されている。
Further, according to
しかしながら、いずれの材料においても実用化には至っておらず、薄膜であってもバルクと同程度の性能指数を達成する新規な熱電変換材料の開発が望まれる。 However, none of the materials have been put into practical use, and it is desired to develop a new thermoelectric conversion material that achieves a figure of merit comparable to that of bulk even if it is a thin film.
以上から、本発明の課題は、高い性能指数を有する熱電変換材料、その製造方法、および、それを用いた熱電変換素子を提供することである。 From the above, an object of the present invention is to provide a thermoelectric conversion material having a high figure of merit, a method for producing the same, and a thermoelectric conversion element using the same.
本発明による熱電変換材料は、少なくとも、Ｍ１（ただし、Ｍ１は、マグネシウム（Ｍｇ）および鉄（Ｆｅ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素）、ケイ素（Ｓｉ）、および、Ｍ２（ただし、Ｍ２は、スズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素）を含有するアモルファス母体と、前記アモルファス母体中に位置するＭ１とＭ２とを含有する結晶粒とを含有し、これにより上記課題を解決する。
前記アモルファス母体に対する前記結晶粒の体積比は、４０以上８０以下の範囲であってもよい。
前記体積比は、５０以上７０以下の範囲であってもよい。
前記結晶粒の平均粒径は、０．５ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲であってもよい。
前記アモルファス母体中の前記Ｍ１、前記Ｓｉおよび前記Ｍ２は、それぞれ原子百分率（原子％）で、
４０≦Ｍ１≦７０、
２０≦Ｓｉ≦５０、および、
１≦Ｍ２≦２０
を満たしてもよい。
前記Ｍ１はＭｇであり、前記Ｍ２はＳｎであってもよい。
前記結晶粒は、Ｍ１２Ｍ２で表され、立方晶系の結晶構造、空間群Ｆｍ３−ｍの対称性を有してもよい。
前記結晶粒は、前記選択されたＭ１およびＭ２とは異なる、銀（Ａｇ）、ビスマス（Ｂｉ）、ケイ素（Ｓｉ）、アンチモン（Ｓｂ）、ニッケル（Ｎｉ）、硫黄（Ｓ）、および、ゲルマニウム（Ｇｅ）群から少なくとも１種選択されるＭ３で表される元素が添加されていてもよい。
前記結晶粒は、Ｍｇ２Ｓｎ１−ａＭ３ａで表され、ａは、０．００５以上０．０５以下の範囲を満たしてもよい。
基板上に位置する薄膜であってもよい。
前記基板は、フレキシブル高分子基板、ガラス基板、金属基板、セラミック基板、および、半導体基板からなる群から１つ選択されてもよい。
本発明による上記熱電変換材料を製造する方法は、Ｍ１２Ｓｉ（ただし、Ｍ１は、マグネシウム（Ｍｇ）および鉄（Ｆｅ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素）で表される第１のターゲットと、Ｍ２（ただし、Ｍ２は、スズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素）で表される第２のターゲットとを用いた物理的気相成長法により、前記第１のターゲットによる第１の層と、前記第２のターゲットによる第２の層とを交互に積層し、前記第１の層と前記第２の層とが交互に積層した積層体を得ることと、前記積層体を熱処理することとを包含し、これにより上記課題を解決する。
前記熱処理することは、前記積層体を３７３Ｋ以上６２３Ｋ以下の温度範囲で真空中または不活性ガス雰囲気中で加熱することであってもよい。
前記第１の層の厚さは、５ｎｍ以上１５ｎｍ以下の範囲であり、前記第２の層の厚さは、０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の範囲であってもよい。
前記第１の層の厚さに対する前記第２の層の厚さの比は、０．０５以上０．５以下の範囲であってもよい。
前記第１の層の厚さに対する前記第２の層の厚さの比は、０．０８以上０．１５以下の範囲であってもよい。
前記積層体を得ることにおいて、前記第１の層と前記第２の層とをそれぞれ１００以上積層してもよい。
前記積層体を得ることにおいて、前記第１の層と前記第２の層とを２７３Ｋ以上３２３Ｋ以下の温度範囲で積層してもよい。
本発明による熱電変換材料を備えた熱電変換素子は、前記熱電変換材料が上記熱電変換材料であり、これにより上記課題を解決する。
前記熱電変換材料と交互に直列に接続される、前記熱電変換材料とは伝導型が異なる熱電変換材料をさらに備えてもよい。
The thermoelectric conversion material according to the present invention comprises at least M1 (where M1 is at least one element selected from the group consisting of magnesium (Mg) and iron (Fe)), silicon (Si), and M2 (whereever). , M2 is an amorphous mother body containing at least one element selected from the group consisting of tin (Sn) and antimony (Sb), and crystal grains containing M1 and M2 located in the amorphous mother body. Is contained, thereby solving the above-mentioned problems.
The volume ratio of the crystal grains to the amorphous matrix may be in the range of 40 or more and 80 or less.
The volume ratio may be in the range of 50 or more and 70 or less.
The average particle size of the crystal grains may be in the range of 0.5 nm or more and 100 nm or less.
The M1, the Si, and the M2 in the amorphous mother are each at an atomic percentage (atomic%).
40 ≦ M1 ≦ 70,
20 ≦ Si ≦ 50, and
1 ≦ M2 ≦ 20
May be satisfied.
The M1 may be Mg and the M2 may be Sn.
The crystal grains are represented by M1 2 M2 and may have a cubic crystal structure and symmetry of the space group Fm3-m.
The crystal grains are different from the selected M1 and M2, such as silver (Ag), bismuth (Bi), silicon (Si), antimony (Sb), nickel (Ni), sulfur (S), and germanium (S). An element represented by M3 selected from the Ge) group may be added.
The crystal grains are represented by Mg 2 Sn 1-a M3 a , and a may satisfy the range of 0.005 or more and 0.05 or less.
It may be a thin film located on the substrate.
The substrate may be selected from the group consisting of a flexible polymer substrate, a glass substrate, a metal substrate, a ceramic substrate, and a semiconductor substrate.
The method for producing the thermoelectric conversion material according to the present invention is the first element represented by M1 2 Si (where M1 is at least one element selected from the group consisting of magnesium (Mg) and iron (Fe)). And a second target represented by M2 (where M2 is at least one element selected from the group consisting of tin (Sn) and antimony (Sb)). By the method, the first layer by the first target and the second layer by the second target are alternately laminated, and the first layer and the second layer are alternately laminated. It includes obtaining a body and heat-treating the laminated body, thereby solving the above-mentioned problems.
The heat treatment may be to heat the laminate in a temperature range of 373 K or more and 623 K or less in a vacuum or in an atmosphere of an inert gas.
The thickness of the first layer may be in the range of 5 nm or more and 15 nm or less, and the thickness of the second layer may be in the range of 0.5 nm or more and 1.5 nm or less.
The ratio of the thickness of the second layer to the thickness of the first layer may be in the range of 0.05 or more and 0.5 or less.
The ratio of the thickness of the second layer to the thickness of the first layer may be in the range of 0.08 or more and 0.15 or less.
In obtaining the laminated body, 100 or more of the first layer and the second layer may be laminated.
In obtaining the laminated body, the first layer and the second layer may be laminated in a temperature range of 273K or more and 323K or less.
In the thermoelectric conversion element provided with the thermoelectric conversion material according to the present invention, the thermoelectric conversion material is the thermoelectric conversion material, thereby solving the above-mentioned problems.
Further, a thermoelectric conversion material having a conduction type different from that of the thermoelectric conversion material, which is connected in series alternately with the thermoelectric conversion material, may be further provided.
本発明による熱電変換材料は、少なくとも、上記Ｍ１元素、ケイ素（Ｓｉ）、および、上記Ｍ２元素を含有するアモルファス母体と、そのアモルファス母体中に位置するＭ１とＭ２とを含有する結晶粒とを含有する。このような複合体とすることにより、薄膜であってもバルク同様の高い性能指数ＺＴを達成できる。このような高い性能指数ＺＴを有する熱電変換材料は、熱電変換素子に有利であり、特に薄膜型熱電変換素子を提供できる。 The thermoelectric conversion material according to the present invention contains at least the above-mentioned M1 element, silicon (Si), and an amorphous mother body containing the above-mentioned M2 element, and crystal grains containing M1 and M2 located in the amorphous mother body. do. By forming such a complex, a high figure of merit ZT similar to that of bulk can be achieved even with a thin film. A thermoelectric conversion material having such a high figure of merit ZT is advantageous for a thermoelectric conversion element, and can particularly provide a thin film type thermoelectric conversion element.
本発明による熱電変換材料は、上記Ｍ１２Ｓｉで表される第１のターゲットと、上記Ｍ２で表される第２のターゲットとを用いた物理的気相成長法により、交互に積層し、第１のターゲットによる第１の層と第２のターゲットによる第２の層とが交互に積層した積層体を得ることと、積層体を熱処理することとを包含する。積層体である超格子構造を制御し、熱処理することにより、本発明の熱電変換材料が得られるため、材料設計などに有利である。 The thermoelectric conversion material according to the present invention is alternately laminated by a physical vapor deposition method using the first target represented by the above M1 2 Si and the second target represented by the above M2, and is the first. It includes obtaining a laminated body in which a first layer by a target of 1 and a second layer by a second target are alternately laminated, and heat-treating the laminated body. By controlling the superlattice structure of the laminated body and heat-treating it, the thermoelectric conversion material of the present invention can be obtained, which is advantageous for material design and the like.
以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態を説明する。なお、同様の要素には同様の番号を付し、その説明を省略する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. The same elements are given the same numbers, and the description thereof will be omitted.
（実施の形態１）
実施の形態１では、本発明の熱電変換材料および製造方法を詳述する。
図１は、本発明による熱電変換材料を示す模式図である。
(Embodiment 1)
In the first embodiment, the thermoelectric conversion material and the manufacturing method of the present invention will be described in detail.
FIG. 1 is a schematic view showing a thermoelectric conversion material according to the present invention.
本発明による熱電変換熱材料１００は、Ｍ１（ただし、Ｍ１は、マグネシウム（Ｍｇ）および鉄（Ｆｅ）からなる群から少なくとも１種選択される元素である）、ケイ素（Ｓｉ）、および、Ｍ２（ただし、Ｍ２は、スズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）からなる群から少なくとも１種選択される元素である）を含有するアモルファス母体１１０と、そのアモルファス母体１１０中に位置するＭ１とＭ２とを含有する結晶粒とを含有する。本願発明者らは、このような複合体とすることにより、薄膜であってもバルク同様の高い性能指数ＺＴを達成できることを見出した。
The thermoelectric conversion
アモルファス母体１１０に対する結晶粒１２０の体積比（結晶粒／アモルファス母体）は、好ましくは、４０以上８０以下の範囲を満たす。これにより、本発明の熱電変換材料は、優れた熱電性能を示し得る。さらに好ましくは、体積比は、５０以上７０以下の範囲を満たす。これにより、本発明の熱電変換材料は、さらに優れた性能を示し得る。なおさらに好ましくは、体積比は、５５以上６５以下の範囲を満たす。なお、体積比は、透過型電子顕微鏡等の電子顕微鏡によって材料の断面を観察した場合の、アモルファス母体１１０と結晶粒１２０との面積比から算出される。
The volume ratio of the
結晶粒１２０の平均粒径は、好ましくは、０．５ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲である。この範囲であれば、結晶粒１２０は、結晶を構成し、熱電性能を有し得る。さらに好ましくは、結晶粒１２０の平均粒径は、１０ｎｍ以上３０ｎｍ以下の範囲である。この範囲であれば、本発明の熱電変換材料は、優れた性能を示し得る。なおさらに好ましくは、結晶粒１２０の平均粒径は、１５ｎｍ以上２５ｎｍ以下の範囲である。なお、結晶粒１２０の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察された画像において無作為に選んだ結晶粒１００点の粒径を測定し、その平均粒径とする。
The average particle size of the
アモルファス母体１１０中のＭ１、ＳｉおよびＭ２は、それぞれ、好ましくは、原子百分率（原子％）で、
４０≦Ｍ１≦７０、
２０≦Ｓｉ≦５０、および、
１≦Ｍ２≦２０
を満たす。これにより、結晶粒１２０が安定化し、優れた熱電性能を示し得る。
M1, Si and M2 in the
40 ≦ M1 ≦ 70,
20 ≦ Si ≦ 50, and
1 ≦ M2 ≦ 20
Meet. As a result, the
アモルファス母体１１０中のＭ１、ＳｉおよびＭ２は、それぞれ、より好ましくは、原子百分率（原子％）で、
５０≦Ｍ１≦６０、
３０≦Ｓｉ≦４０、および、
５≦Ｍ２≦１５
を満たす。これにより、結晶粒１２０がさらに安定化し、優れた熱電性能を示し得る。
M1, Si and M2 in the
50 ≦ M1 ≦ 60,
30 ≤ Si ≤ 40, and
5 ≤ M2 ≤ 15
Meet. As a result, the
アモルファス母体１１０中のＭ１、ＳｉおよびＭ２は、それぞれ、なおさらに好ましくは、原子百分率（原子％）で、
５３≦Ｍ１≦５７、
３３≦Ｓｉ≦３７、および、
８≦Ｍ２≦１２
を満たす。これにより、結晶粒１２０がさらに安定化し、優れた熱電性能を示し得る。なお、原子百分率は、エネルギー分散型Ｘ線分光法による検出深さ１００μｍ程度の元素分析によって求められる。
M1, Si and M2 in the
53 ≦ M1 ≦ 57,
33 ≤ Si ≤ 37, and
8 ≤ M2 ≤ 12
Meet. As a result, the
Ｍ１が、Ｍｇであり、Ｍ２がＳｎである場合を説明する。
この場合、アモルファス母体１１０は、ＭｇとＳｉとＳｎとを含有し、結晶粒１２０は、ＭｇとＳｎとを含有する。好ましくは、結晶粒１２０は、Ｍｇ２Ｓｎで表される化合物を含有する。Ｍｇ２Ｓｎは、立方晶系の結晶構造を有し、空間群Ｆｍ３−ｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２２５番の空間群）に属する。なお、本願明細書において、「３−」は３のオーバーバーを表す。このような特定の結晶構造を有するＭｇ２Ｓｎは、熱電変換材料として知られており、好ましい。ノンドープの場合、本発明の熱電変換材料は、ｐ型として機能し得る。
The case where M1 is Mg and M2 is Sn will be described.
In this case, the
好ましくは、Ｍｇ２Ｓｎの結晶粒１２０は、選択されたＭ１およびＭ２とは異なる、銀（Ａｇ）、ビスマス（Ｂｉ）、ケイ素（Ｓｉ）、アンチモン（Ｓｂ）、ニッケル（Ｎｉ）、硫黄（Ｓ）、および、ゲルマニウム（Ｇｅ）からなる群から少なくとも１種選択される元素（Ｍ３元素）が添加されていてもよい。これらの元素は、Ｍｇ２Ｓｎのドーパントとして知られ、電気伝導率の向上、キャリア密度の向上、ｎ型やｐ型など伝導型の制御等に有利である。例えば、ドーパントとしてＡｇを選択すれば、本発明の熱電変換材料の電気伝導率を向上させることができる。あるいは、ドーパントとしてＳｂを選択すれば、本発明の熱電変換材料は全体としてｎ型となり得る。なお、ドーパントとしてＳｂを選択した場合には、後述する、Ｍ１がＭｇであり、Ｍ２がＳｎおよびＳｂである場合に相当してよい。
Preferably, the Mg 2
添加元素を含有する結晶粒１２０は、Ｍｇ２Ｓｎ１−ａＭ３ａで表され、Ｍ３は上述の添加元素であり、ａは、０．００５以上０．０５以下の範囲である。Ｍ３として２以上の添加元素を選択した場合には、合計量がｘの範囲を満たせばよい。
The
Ｍ１が、Ｍｇであり、Ｍ２がＳｂである場合を説明する。
この場合、アモルファス母体１１０は、ＭｇとＳｉとＳｂとを含有し、結晶粒１２０は、ＭｇとＳｂとを含有する。好ましくは、結晶粒１２０は、Ｍｇ３Ｓｂ２で表される化合物を含有する。Ｍｇ３Ｓｂ２は、Ｌａ２Ｏ３型構造を有し、空間群Ｐ３−ｍ１（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１６４番の空間群）に属する。このような特定の結晶構造を有するＭｇ３Ｓｂ２は、熱電材料として知られており、好ましい。この場合、本発明の熱電変換材料は、ｎ型として機能し得る。
The case where M1 is Mg and M2 is Sb will be described.
In this case, the
この場合、好ましくは、Ｍｇ３Ｓｂ２の結晶粒１２０は、Ａｇ、Ｂｉ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｓ、および、Ｇｅからなる群から少なくとも１種選択される元素（Ｍ４元素）が添加されていてもよい。これらの元素は、Ｍｇ３Ｓｂ２のドーパントとして知られ、電気伝導率の向上、キャリア密度の向上、ｎ型やｐ型など伝導型の制御等に有利である。例えば、ドーパントとしてＢｉを選択すれば、本発明の熱電変換材料の電気伝導率を向上させることができる。あるいは、ドーパントとしてＳｎを選択すれば、本発明の熱電変換材料は全体としてｐ型となり得る。 In this case, preferably, the crystal grain 120 of Mg 3 Sb 2 is added with an element (M4 element) selected at least from the group consisting of Ag, Bi, Si, Sn, Ni, S, and Ge. You may. These elements are known as dopants of Mg 3 Sb 2 , and are advantageous for improvement of electric conductivity, improvement of carrier density, control of conduction type such as n-type and p-type, and the like. For example, if Bi is selected as the dopant, the electrical conductivity of the thermoelectric conversion material of the present invention can be improved. Alternatively, if Sn is selected as the dopant, the thermoelectric conversion material of the present invention can be p-type as a whole.
添加元素を含有する結晶粒１２０は、Ｍｇ３Ｓｂ２（１−ｂ）Ｍ４２ｂで表され、Ｍ４は上述の添加元素であり、ｂは、０．００５以上０．０５以下の範囲である。Ｍ４として２以上の添加元素を選択した場合には、合計量がｘの範囲を満たせばよい。
The
Ｍ１が、Ｍｇであり、Ｍ２がＳｎおよびＳｂである場合を説明する。
この場合、アモルファス母体１１０は、ＭｇとＳｉとＳｎとＳｂとを含有し、結晶粒１２０は、ＭｇとＳｎとＳｂとを含有する。好ましくは、結晶粒１２０は、Ｍｇ２Ｓｎ１−ｘＳｂｘ（ｘは、０．００５≦ｘ≦０．０５）で表される化合物を含有する。Ｍｇ２Ｓｎ１−ｘＳｂｘは、ＣａＦ２型構造を有し、空間群Ｆｍ３−ｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２２５番の空間群）に属する。
The case where M1 is Mg and M2 is Sn and Sb will be described.
In this case, the
Ｍ１が、Ｆｅであり、Ｍ２がＳｎである場合を説明する。
この場合、アモルファス母体１１０は、ＦｅとＳｉとＳｎとを含有し、結晶粒１２０は、ＦｅとＳｎとを含有する。結晶粒１２０は、ＦｅとＳｎとを含有する任意の化合物であってよいが、例示的には、ＦｅＳｎ、ＦｅＳｎ２、Ｆｅ３Ｓｎ、Ｆｅ３Ｓｎ２、γ−Ｆｅ５Ｓｎ３、Ｆｅ９２Ｓｎ８、または、Ｆｅ７５Ｓｎ２５で表される金属間化合物である。
The case where M1 is Fe and M2 is Sn will be described.
In this case, the
ＦｅＳｎは、ＣｏＳｎ型構造を有し、空間群Ｐ６／ｍｍｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１９１番の空間群）に属する。ＦｅＳｎ２は、ＣｕＡｌ２型構造を有し、空間群Ｉ４／ｍｃｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１４０番の空間群）に属する。Ｆｅ３Ｓｎは、Ｍｇ３Ｃｄ型構造を有し、空間群Ｐ６３／ｍｍｃ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１９４番の空間群）に属するものであってもよいし、Ｃｕ３Ａｕ型構造を有し、空間群Ｐｍ３−ｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２２１番の空間群）に属してもよい。 FeSn has a CoSn type structure and belongs to the space group P6 / mmm (space group 191 of International Tables for Crystallography). FeSn 2 has a CuAl 2 type structure and belongs to the space group I4 / mcm (space group No. 140 of International Tables for Crystallography). Fe 3 Sn has an Mg 3 Cd type structure and may belong to the space group P6 3 / mmc (space group No. 194 of International Tables for Crystallography) or has a Cu 3 Au type structure. , Space group Pm3-m (space group No. 221 of International Tables for Crystallography) may belong.
Ｆｅ３Ｓｎ２は、空間群Ｒ３−ｍｈ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１６６番の空間群）に属する。γ−Ｆｅ５Ｓｎ３は、空間群Ｐ６３／ｍｍｃ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１９４番の空間群）に属する。Ｆｅ９２Ｓｎ８は、Ｗ型構造を有し、空間群Ｉｍ３−ｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２２９番の空間群）に属する。Ｆｅ７５Ｓｎ２５は、ＣｓＣｌ型構造を有し、空間群Ｐｍ３−ｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２２１番の空間群）に属する。 Fe 3 Sn 2 belongs to the space group R3-mh (space group No. 166 of International Tables for Crystallography). γ-Fe 5 Sn 3 belongs to the space group P6 3 / mmc (space group No. 194 of International Tables for Crystallography). Fe 92 Sn 8 has a W-shaped structure and belongs to the space group Im3-m (space group No. 229 of International Tables for Crystallography). Fe 75 Sn 25 has a CsCl type structure and belongs to the space group Pm3-m (space group No. 221 of International Tables for Crystallography).
Ｍ１が、Ｆｅであり、Ｍ２がＳｂである場合を説明する。
この場合、アモルファス母体１１０は、ＦｅとＳｉとＳｂとを含有し、結晶粒１２０は、ＦｅとＳｂとを含有する。結晶粒１２０は、ＦｅとＳｂとを含有する任意の化合物であってよいが、例示的には、ＦｅＳｂ２、Ｆｅ５５Ｓｂ４５、ＦｅＳｂ３、または、Ｆｅ１−ｙＳｂｙ（ｙは、０＜ｙ＜０．０５）で表される金属間化合物である。
The case where M1 is Fe and M2 is Sb will be described.
In this case, the
ＦｅＳｂ２は、ＣｕＡｌ２型構造を有し、空間群Ｉ４／ｍｃｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１４０番の空間群）に属する。Ｆｅ５５Ｓｂ４５は、空間群Ｐ６３／ｍｍｃ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１９４番の空間群）に属する。ＦｅＳｂ３は、ＣｏＡｓ３型構造を有し、空間群Ｉｍ３−（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２０４番の空間群）に属する。Ｆｅ１−ｙＳｂｙは、Ｗ型構造を有し、空間群Ｉｍ３−ｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの２２９番の空間群）に属する。 FeSb 2 has a CuAl 2 type structure and belongs to the space group I4 / mcm (space group No. 140 of International Tables for Crystallography). Fe 55 Sb 45 belongs to the space group P6 3 / mmc (space group No. 194 of International Tables for Crystallography). FeSb 3 has a CoAs 3 type structure and belongs to the space group Im3- (space group No. 204 of the International Tables for Crystallography). Fe 1-y Sb y has a W-shaped structure, belongs to the space group Im3-m (the space group 229 No. International Tables for Crystallography).
Ｍ１が、Ｆｅであり、Ｍ２がＳｎおよびＳｂである場合を説明する。
この場合、アモルファス母体１１０は、ＦｅとＳｉとＳｎとＳｂとを含有し、結晶粒１２０は、ＦｅとＳｎとＳｂとを含有する。結晶粒１２０は、ＦｅとＳｎとＳｂとを含有する任意の化合物であってよいが、例示的には、Ｆｅ１．４５Ｓｎ０．５Ｓｂ０．５、ＦｅＳｎ０．２Ｓｂ１．８、ＦｅＳｎ０．９Ｓｂ０．１または、ＦｅＳｎ１．８５Ｓｂ０．１５で表される金属間化合物である。
The case where M1 is Fe and M2 is Sn and Sb will be described.
In this case, the
Ｆｅ１．４５Ｓｎ０．５Ｓｂ０．５は、Ｃｏ１．７５Ｇｅ型構造を有し、空間群Ｐ６３／ｍｍｃ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１９４番の空間群）に属する。ＦｅＳｎ０．２Ｓｂ１．８は、ＦｅＳ２型構造を有し、空間群Ｐｎｎｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの５８番の空間群）に属する。ＦｅＳｎ０．９Ｓｂ０．１は、ＣｏＳｎ型構造を有し、空間群Ｐ６／ｍｍｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１９１番の空間群）に属する。ＦｅＳｎ１．８５Ｓｂ０．１５は、ＣｕＡｌ２型構造を有し、空間群Ｉ４／ｍｃｍ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ ｆｏｒ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙの１４０番の空間群）に属する。 Fe 1.45 Sn 0.5 Sb 0.5 has a Co 1.75 Ge type structure and belongs to the space group P6 3 / mmc (space group No. 194 of International Tables for Crystallography). FeSn 0.2 Sb 1.8 has a FeS type 2 structure and belongs to the space group Pnnm (space group No. 58 of the International Tables for Crystallography). FeSn 0.9 Sb 0.1 has a CoSn type structure and belongs to the space group P6 / mmm (space group No. 191 of International Tables for Crystallography). FeSn 1.85 Sb 0.15 has a CuAl 2 type structure and belongs to the space group I4 / mcm (space group No. 140 of International Tables for Crystallography).
本発明の熱電変換材料１００は、特に形態は問わず、バルク、粉末、または、薄膜の形態であってもよい。本発明の熱電変換材料１００は、アモルファス母体１１０中に特定の結晶粒１２０を位置させた複合体であるため、薄膜の形態であっても、高い熱電性能を示すことができる。
The
本発明の熱電変換材料１００が薄膜の形態である場合、基板上に位置してよい。このような基板には、フレキシブル高分子基板、ガラス基板、金属基板、セラミック基板、および、半導体基板からなる群から選択される。
When the
フレキシブル高分子基板は、ポリジメチルシロキサン（ＰＤＭＳ）、ポリジメチルシラン等のシリコーンゴム、ポリイミド、ポリカーボネート、ポイメタクリル酸メチル（ＰＭＭＡ）等のアクリル樹脂などであり得る。金属基板は、アルミニウム、ステンレス、チタン、銅などの基板であってよい。このような基板の上に酸化アルミニウム等の絶縁層を有していてもよい。セラミック基板は、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）焼結体、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）焼結体、窒化ケイ素（Ｓｉ３Ｎ４）焼結体などであり得る。半導体基板は、シリコン、炭化ケイ素（ＳｉＣ）、窒化ガリウム（ＧａＮ）などであり得る。 The flexible polymer substrate can be a silicone rubber such as polydimethylsiloxane (PDMS) or polydimethylsilane, a polyimide, a polycarbonate, an acrylic resin such as methyl poimethacrylate (PMMA), or the like. The metal substrate may be a substrate such as aluminum, stainless steel, titanium, or copper. An insulating layer such as aluminum oxide may be provided on such a substrate. The ceramic substrate may be an alumina (Al 2 O 3 ) sintered body, an aluminum nitride (AlN) sintered body, a silicon nitride (Si 3 N 4 ) sintered body, or the like. The semiconductor substrate can be silicon, silicon carbide (SiC), gallium nitride (GaN), or the like.
特に、フレキシブル高分子基板を用いた場合には、本発明の熱電変換材料１００はフレキシブルなシート状となり、フレキシブル熱電変換素子を提供できる。
In particular, when a flexible polymer substrate is used, the
次に、本発明の熱電変換材料１００を製造する例示的な製造方法を説明するが、これに限らないことに留意されたい。
図２は、本発明の熱電変換材料を製造する工程を示すフローチャートである。
図３は、本発明の熱電変換材料を製造する工程を示す模式図である。
図４は、本発明の熱電変換材料を製造する装置を示す模式図である。
Next, an exemplary manufacturing method for manufacturing the
FIG. 2 is a flowchart showing a process of manufacturing the thermoelectric conversion material of the present invention.
FIG. 3 is a schematic view showing a process of manufacturing the thermoelectric conversion material of the present invention.
FIG. 4 is a schematic view showing an apparatus for manufacturing the thermoelectric conversion material of the present invention.
本発明の熱電変換材料１００（図１）は、物理的気相成長法により製造できるが、詳細には、ステップＳ２１０およびＳ２２０によって得られる。
ステップＳ２１０：Ｍ１２Ｓｉで表される第１のターゲット４２０（図４）と、Ｍ２で表される第２のターゲット４３０（図４）とを用いた物理的気相成長法により、第１のターゲット４２０によって得られる第１の層３１０（図３）と、第２のターゲット４３０によって得られる第２の層３２０（図３）とを交互に積層し、第１の層３１０と第２の層３２０とが交互に積層した積層体３００（図３）を得る。
ステップＳ２２０：ステップＳ２１０で得られた積層体３００を熱処理する。
ここで、Ｍ１およびＭ２の元素は、上述した通りであるため、説明を省略する。
The thermoelectric conversion material 100 (FIG. 1) of the present invention can be produced by a physical vapor deposition method, but in detail, it is obtained by steps S210 and S220.
Step S210: The first by a physical vapor deposition method using a first target 420 (FIG. 4) represented by M1 2 Si and a second target 430 (FIG. 4) represented by M2. The first layer 310 (FIG. 3) obtained by the
Step S220: The laminate 300 obtained in step S210 is heat-treated.
Here, since the elements of M1 and M2 are as described above, the description thereof will be omitted.
本発明者らは、驚くべきことに、上述の特定元素からなる積層体３００を得、それを熱処理するだけで、アモルファス母体１１０（図１）中にＭ１とＭ２とを含有する結晶粒１２０が分散した本発明の熱電変換材料１００が得られることを見出した。
Surprisingly, the present inventors have obtained a laminate 300 made of the above-mentioned specific element, and by simply heat-treating it,
これは交互に積層する過程、続く熱処理過程において、積層された第１の層３１０のＭ１原子が第２の層３２０へ拡散し、第２の層３２０のＭ２原子の一部が第１の層３１０に拡散し、Ｍ１とＭ２とが凝集し、金属間化合物が形成され、結晶粒１２０となり得る。一方、Ｍ１とＳｉとＭ２とはアモルファス母体１１０となり得る。これにより、Ｍ１、ＳｉおよびＭ２を含有するアモルファス母体１１０中にＭ１とＭ２とを含有する結晶粒１２０が分散した複合体となる。積層体３００の設計を制御するだけで、本発明の熱電変換材料１００が得られるため、制御が容易である。
This is because in the process of alternately laminating and the subsequent heat treatment process, the M1 atoms of the laminated
本発明の熱電変換材料１００を製造する例示的な装置４００（図４）を示す。装置４００は、物理的気相成長法の中でもスパッタリング法を採用した場合の装置である。本発明の熱電変換材料１００は、スパッタリング法以外にも、抵抗加熱蒸着や電子ビーム蒸着、分子線エピタキシー法、イオンプレーティングなども採用できるが、スパッタリング法であれば、制御が容易であるため、好ましい。
An exemplary device 400 (FIG. 4) for manufacturing the
装置４００は、少なくとも、ガス導入口とガス排気口とを備える真空チャンバ４１０と、Ｍ１２Ｓｉで表される第１のターゲット４２０と、Ｍ２で表される第２のターゲット４３０と、基板４４０を取り付ける基板ホルダーとを備え、基板４４０と第１のターゲット４２０および第２のターゲット４３０との間を接続する電源４５０とを備える。図４では、交互積層が可能なように、第１のターゲット４２０および第２のターゲット４３０上にシャッター４６０を備える。必要に応じて、基板ホルダーを加熱可能な加熱手段を備えてもよい。各ターゲットが基板４４０の直下にくるよう、基板ホルダーまたはターゲットが回転可能なように構成されてもよい。また、複数の基板を取り付け可能な基板ホルダーを用いてもよい。ターゲットはスパッタソースに取り付けられていてもよい。
装置４００の内部は、ガス排気口を介して、ロータリーポンプ（図示せず）やターボ分子ポンプ（図示せず）によって排気され、真空に維持される。装置４００のガス導入口を介して、Ａｒ等のスパッタガスが導入されるが、混合ガスとなるようにガス導入口は複数あってもよい。また、電源４５０は、高圧電源や高周波電源等であり得る。高圧電源の場合、装置４００はＤＣスパッタとして機能する。高周波電源の場合、装置４００はＲＦスパッタとして機能し、さらに装置４００が磁石を備える場合には、ＲＦマグネトロンスパッタとして機能する。
The inside of the
装置４００には、ターゲットまたは基板ホルダーの回転制御、スパッタガス圧、真空排気システム、基板温度、バイアス電圧、シャッターの開閉等の制御パラメータを外部制御装置で制御するようにしてもよい。これにより、全自動での製造を可能にするだけでなく、再現性に優れる。
In the
ステップＳ２１０において、好ましくは、第１の層３１０の厚さｄ３１０は、５ｎｍ以上１５ｎｍ以下の範囲であり、第２の層３２０の厚さｄ３２０は、０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の範囲となるように、積層する。これにより、ステップＳ２２０を行うと、アモルファス母体１１０中に結晶粒１２０が分散した、本発明の熱電変換材料１００が得られる。
In step S210, preferably, the thickness d 310 of the
ステップＳ２１０において、さらに好ましくは、第１の層３１０の厚さｄ３１０は、８ｎｍ以上１２ｎｍ以下の範囲であり、第２の層３２０の厚さｄ３２０は、０．８ｎｍ以上１．２ｎｍ以下の範囲となるように、積層する。これにより、ステップＳ２２０を行うと、本発明の熱電変換材料１００の生成がさらに促進される。
In step S210, more preferably, the thickness d 310 of the
ステップＳ２１０において、好ましくは、第１の層３１０の厚さに対する第２の層３２０の厚さの比（ｄ３２０／ｄ３１０）は、０．０５以上０．５以下となるように積層する。これにより、上述の体積比を満たした熱電変換材料１００が得られる。さらに好ましくは、ｄ３２０／ｄ３１０は、０．０８以上０．１５以下となるように積層する。これにより、ステップＳ２２０を行うと、上述の体積比を満たした熱電変換材料１００の形成が促進される。
In step S210, preferably, the ratio of the thickness of the
ステップＳ２１０において、好ましくは、第１の層３１０と第２の層３２０とをそれぞれ１００以上積層する。これにより、ステップＳ２２０を行うと、優れた熱電性能を有する熱電変換材料１００を提供できる。なお、上限は特に制限はないが、熱電変換材料１００の形態に応じて適宜設定される。薄膜の熱電変換材料１００であれば、上限は３００以下でよい。一方、バルクの熱電変換材料１００であれば、１０００以上であってもよい。
In step S210, preferably, 100 or more of the
ステップＳ２１０において、好ましくは、２７３Ｋ以上３２３Ｋ以下の温度範囲で積層する。これにより、Ｍ１、Ｍ２およびＳｉの望まない拡散を抑制し得る。 In step S210, stacking is preferably performed in a temperature range of 273K or more and 323K or less. This can suppress unwanted diffusion of M1, M2 and Si.
ステップＳ２１０において、好ましくは、０．１パスカル（Ｐａ）以上１Ｐａ以下のガス圧で積層する。この範囲であれば、積層体３００が得られやすい。より好ましくは、０．２Ｐａ以上０．６Ｐａ以下のガス圧で積層する。これにより、積層体３００の形成が促進される。ここでガス圧は、好ましくは、Ａｒ（アルゴン）、Ｈｅ（ヘリウム）、Ｎｅ（ネオン）、Ｋｒ（クリプトン）およびＸｅ（キセノン）からなる群から選択される不活性ガス（スパッタガス）の圧力である。
In step S210, stacking is preferably performed at a gas pressure of 0.1 pascal (Pa) or more and 1 Pa or less. Within this range, the
例えば、Ｍ１がＭｇであり、Ｍ２がＳｎである場合、第１のターゲットはＭｇ２Ｓｉで表されてよく、第２のターゲットがＳｎで表されてよく、いずれかのターゲットが、上述したドーパント（Ａｇ、Ｂｉ、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｓ、および、Ｇｅ）からなる群から少なくとも１種選択される元素）を含有してもよい。これにより、ドーパントが添加されたＭｇ２Ｓｎで表される結晶粒が形成される。ドーピング濃度は、上述したとおりである。 For example, if M1 is Mg and M2 is Sn, the first target may be represented by Mg 2 Si, the second target may be represented by Sn, and either target is the dopant described above. (An element selected from at least one element from the group consisting of Ag, Bi, Si, Sb, Ni, S, and Ge) may be contained. As a result, crystal grains represented by Mg 2 Sn to which a dopant is added are formed. The doping concentration is as described above.
基板４４０は、上述したように、フレキシブル高分子基板、ガラス基板、金属基板、セラミック基板、および、半導体基板からなる群から選択される。特に、ステップＳ２１０において、第１の層３１０および第２の層３２０を１０００層以上積層した場合には、ステップＳ２２０後に基板４４０から剥離することにより、バルク状の熱電変換材料１００が得られ、それを粉砕することにより、粉末状の熱電変換材料１００が得られる。
As described above, the
ステップＳ２２０において、好ましくは、積層体３００を３７３Ｋ以上６２３Ｋ以下の温度範囲で、真空中または不活性ガス雰囲気中で加熱する。例示的な真空度は、高真空または超高真空の範囲であればよく、１×１０−８Ｐａ以上１×１０−１Ｐａ以下の範囲であるが、１×１０−５Ｐａ以上１×１０−１Ｐａ以下の高真空であれば、通常の真空装置を使用できるため好ましい。不活性ガス雰囲気は、上述した不活性ガスを使用できる。これにより、Ｍ１、Ｍ２が拡散し、Ｍ１、Ｍ２およびＳｉを含有するアモルファス母体１１０が形成し、その中にＭ１およびＭ２を含有する結晶粒１２０が分散した熱電変換材料１００が効率的に得られる。さらに好ましくは、積層体３００を４２３Ｋ以上５２３Ｋ以下の温度範囲で加熱する。これにより、本発明の熱電変換材料１００の製造が促進される。
In step S220, the laminate 300 is preferably heated in a temperature range of 373 K or more and 623 K or less in a vacuum or in an atmosphere of an inert gas. The exemplary degree of vacuum may be in the range of high vacuum or ultra-high vacuum, and is in the range of 1 × 10 -8 Pa or more and 1 × 10 -1 Pa or less, but 1 × 10 -5 Pa or more and 1 × 10 A high vacuum of -1 Pa or less is preferable because a normal vacuum device can be used. As the inert gas atmosphere, the above-mentioned inert gas can be used. As a result, M1 and M2 are diffused to form an
（実施の形態２）
実施の形態２では、実施の形態１で説明した本発明の熱電変換材料を用いた熱電変換素子について説明する。
(Embodiment 2)
In the second embodiment, the thermoelectric conversion element using the thermoelectric conversion material of the present invention described in the first embodiment will be described.
図５は、本発明の熱電変換素子を示す模式図である。 FIG. 5 is a schematic view showing the thermoelectric conversion element of the present invention.
図５は、本発明の熱電変換材料が薄膜形態である場合の熱電変換素子５００を示す。本発明による熱電変換素子５００は、少なくとも本発明の熱電変換材料を備る。ここでは、分かりやすさのために、本発明の熱電変換材料が、Ｍ１がＭｇであり、Ｍ２がＳｎである場合の、Ｍｇ、ＳｉおよびＳｎを含有するアモルファス母体１１０中にＭｇ２Ｓｎで表される結晶粒１２０が分散した、ｐ型であり、薄膜熱電変換材料であるものとして説明する。
FIG. 5 shows a
詳細には、本発明による熱電発電素子５００は、一対のｐ型熱電変換材料５２０およびｎ型熱電変換材料５３０、ならびに、これらのそれぞれの端部に電極５４０を含む。電極５４０により、ｐ型薄膜熱電変換材料５２０およびｎ型薄膜熱電変換材料５３０は、電気的に直列に接続される。これら、一対のｐ型薄膜熱電変換材料５２０およびｎ型薄膜熱電変換材料５３０、ならびに、電極５４０は、基板５１０上に位置する。基板５１０は、上述したように、フレキシブル高分子基板、ガラス基板、金属基板、セラミック基板、および、半導体基板からなる群から選択される。基板５１０がフレキシブル高分子基板であれば、熱電変換素子５００は、フレキシブルなシート型熱電変換素子となり得る。
Specifically, the thermoelectric
ここで、ｐ型薄膜熱電変換材料５２０は、Ｍ１がＭｇであり、Ｍ２がＳｎである場合の本発明の薄膜熱電変換材料である。ｎ型薄膜熱電変換材料５３０は、特に制限はないが、例示的には、カーボンナノチューブ、フラーレン、Ｂｉ２（Ｓｅ，Ｔｅ）３、ＰｂＴｅ、ＳｉＧｅ、ＧａＰ、Ｇｄ２Ｓｅ３、ＦｅＳｉ２等が挙げられる。これらの材料は、ｎ型熱電変換材料として知られており、薄膜の形態をとり得る。あるいは、ｎ型薄膜熱電変換材料５３０として、本発明のｎ型を示す薄膜熱電変換材料（例えば、Ｍ１がＭｇであり、Ｍ２がＳｎであり、ドーパントしてＳｂを含む）を用いてもよい。
Here, the p-type thin film
電極５４０は、通常の電極材料であり得るが、例示的には、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐｔ、酸化インジウムスズ（ＩＴＯ）等である。
The
電極５４０の一方が高温側、電極５４０のもう一方が低温側となるような環境に、本発明の熱電変換素子５００を設置して、端部の電極を電気回路等に接続すると、ゼーベック効果によって電圧が発生し、電極５４０の一方、ｎ型薄膜熱電変換材料５３０、電極５４０のもう一方、ｐ型薄膜熱電変換材料５２０の順で電流が流れる。詳細には、ｎ型熱電変換材料５３０内の電子が、高温側の電極５４０から熱エネルギーを得て、低温側の電極５４０へ移動し、そこで熱エネルギーを放出し、それに対して、ｐ型薄膜熱電変換材料５２０の正孔が高温側の電極５４０から熱エネルギーを得て、低温側の電極５４０へ移動して、そこで熱エネルギーを放出するという原理によって電流が流れる。
When the
本発明では、ｐ型薄膜熱電変換材料５２０として実施の形態１で説明した本発明の熱電変換材料１００のうち、Ｍ１がＭｇであり、Ｍ２がＳｎであるものを用いるので、フレキシブルで素子の曲げにも追随する熱電変換素子５００を実現できる。また、本発明の熱電変換材料を用いれば、とりわけ２００℃以下の低温領域において高い熱電性能にも優れるため、体温および廃熱を利用したウェアラブルデバイスおよびＩｏＴ電源としてフレキシブル熱電変換素子を提供できる。
In the present invention, among the
このように、本発明の熱電変換素子は、好ましくは、本発明の熱電変換材料（図５ではｐ型熱電変換材料）と、それとは伝導型の異なる熱電変換材料（図５ではｎ型熱電変換材料）とを備え、交互に直列に接続され得る。 As described above, the thermoelectric conversion element of the present invention preferably has a thermoelectric conversion material of the present invention (p-type thermoelectric conversion material in FIG. 5) and a thermoelectric conversion material having a different conduction type (n-type thermoelectric conversion in FIG. 5). Material) and can be alternately connected in series.
図５では、π型の熱電変換素子を用いて説明したが、本発明の熱電変換材料は、Ｕ字型熱電変換素子（図示せず）に用いてもよい。この場合も同様に、本発明の熱電変換材料からなるｎ型熱電変換材料およびｐ型熱電変換材料が、交互に電気的に直列に接続されて構成される。 In FIG. 5, a π-type thermoelectric conversion element has been described, but the thermoelectric conversion material of the present invention may be used for a U-shaped thermoelectric conversion element (not shown). Similarly, in this case as well, the n-type thermoelectric conversion material and the p-type thermoelectric conversion material made of the thermoelectric conversion material of the present invention are alternately electrically connected in series.
図５では、ｎ型薄膜熱電変換材料５３０を用いて説明してきたが、ｎ型薄膜熱電変換材料５３０に代えて、金属材料や別のｐ型薄膜熱電変換材料を用いてもよい。例えば、ｎ型薄膜熱電変換材料５３０に代えて金属材料を用いる場合、金属材料は電極５４０と同様の材料であってよい。ｎ型薄膜熱電変換材料５３０に代えてｐ型薄膜熱電変換材料を用いる場合、ｐ型薄膜熱電変換材料５２０に用いた本発明の熱電変換材料のゼーベック係数と異なるゼーベック係数、好ましくはより小さなゼーベック係数を有する別の本発明の熱電変換材料を採用できる。このような構成であっても、上述のように熱エネルギーを電気に効率的に変えることができる。
Although the n-type thin film
次に具体的な実施例を用いて本発明を詳述するが、本発明がこれら実施例に限定されないことに留意されたい。 Next, the present invention will be described in detail with reference to specific examples, but it should be noted that the present invention is not limited to these examples.
［実施例１］
実施例１では、Ｍ１がＭｇであり、Ｍｇ２Ｓｉで表されるターゲットと、Ｍ２がＳｎであるターゲットを用いて、スパッタリング法により積層体を得、熱処理を行い、本発明の熱電変換材料を製造した（図２のステップＳ２１０およびＳ２２０）。
[Example 1]
In Example 1, a laminate is obtained by a sputtering method using a target in which M1 is Mg and is represented by Mg 2 Si and a target in which M2 is Sn, and heat treatment is performed to obtain the thermoelectric conversion material of the present invention. Manufactured (steps S210 and S220 in FIG. 2).
コンビナトリアル・スパッタ・コーティング・システム（ＣＯＳＣＯＳ）（例えば、コンバーテック２００８．３を参照）を用いた。ＣＯＳＣＯＳは、外部制御装置を備えており、基板ホルダーの回転制御、真空排気システム、スパッタガス圧、基板温度、バイアス電圧、ターゲット−基板間距離、シャッターの開閉等を自動制御した。 A combinatorial sputter coating system (COSCOS) (see, eg, Convertec 2008.3) was used. The COSCOS is equipped with an external control device, and automatically controls the rotation control of the substrate holder, the vacuum exhaust system, the sputter gas pressure, the substrate temperature, the bias voltage, the distance between the target and the substrate, the opening and closing of the shutter, and the like.
ＣＯＳＣＯＳの真空チャンバには、Ｍｇ２Ｓｉからなるターゲット（直径：５０ｍｍ、厚さ：６ｍｍ、高純度化学社製）、および、Ｓｎからなるターゲット（直径：５０ｍｍ、厚さ：６ｍｍ、高純度化学社製）を設置した。 The COSCOS vacuum chamber has a target made of Mg 2 Si (diameter: 50 mm, thickness: 6 mm, manufactured by High Purity Chemical Co., Ltd.) and a target made of Sn (diameter: 50 mm, thickness: 6 mm, manufactured by High Purity Chemical Co., Ltd.). Made) was installed.
基板には熱電特性評価（アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）コート）基板（サイズ：１０ｍｍ×１０ｍｍ×０．３ｍｍ、ＬＩＮＳＥＩＳ社製）およびフレキシブル高分子基板としてポリイミドであるカプトンフィルム（登録商標）（サイズ：２５ｍｍ×１６ｍｍ×０．５ｍｍ）を用い、洗浄し、基板ホルダー（最大１４枚設置可能）に設置した。ターゲット−基板間距離は５５ｍｍに固定した。真空チャンバにはＡｒガス（純度９９．９９９％以上）が接続され、水晶振動子膜厚計（ＱＣＭ）により、膜厚をモニタリングした。表１に示す実験条件を外部制御装置に登録し、全自動により積層体を製造した。 The substrate is thermoelectric property evaluation (alumina (Al 2 O 3 ) coated) substrate (size: 10 mm × 10 mm × 0.3 mm, manufactured by LINSEIS) and Kapton film (registered trademark) (registered trademark) which is polyimide as a flexible polymer substrate. It was washed using 25 mm × 16 mm × 0.5 mm) and installed in a substrate holder (up to 14 sheets can be installed). The distance between the target and the substrate was fixed at 55 mm. Ar gas (purity 99.999% or more) was connected to the vacuum chamber, and the film thickness was monitored by a quartz crystal film thickness meter (QCM). The experimental conditions shown in Table 1 were registered in the external control device, and the laminate was manufactured by full automation.
得られた積層体を、表１に示すように、真空中（真空度：１×１０−４Ｐａ）で４７３Ｋの温度で２時間熱処理した。 As shown in Table 1, the obtained laminate was heat-treated in vacuum (vacuum degree: 1 × 10 -4 Pa) at a temperature of 473 K for 2 hours.
このようにして得られた薄膜試料を観察した。観察結果を図６に示す。薄膜試料の断面の様子を、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＸ）を備えた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ、ＪＥＭ−２１００Ｆ、日本電子株式会社製）を用いて観察し、元素分析を行った。結果を図８〜図１１および表２に示す。 The thin film sample thus obtained was observed. The observation results are shown in FIG. The state of the cross section of the thin film sample was observed using a transmission electron microscope (TEM, JEM-2100F, manufactured by JEOL Ltd.) equipped with energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX), and elemental analysis was performed. The results are shown in FIGS. 8 to 11 and Table 2.
薄膜試料の熱電特性を一体型熱電性能評価装置（ＬＩＮＳＥＩＳ社）により測定した。結果を図１２〜図１８および表３に示す。 The thermoelectric characteristics of the thin film sample were measured by an integrated thermoelectric performance evaluation device (LINSEIS). The results are shown in FIGS. 12-18 and Table 3.
［比較例１］
比較例１では、表１に示すように、熱処理を行わない以外は、実施例１と同様であった。実施例１と同様に、断面の様子を観察し、熱電特性を測定した。結果を図７、図１２〜図１８、表２および表３に示す。
[Comparative Example 1]
In Comparative Example 1, as shown in Table 1, it was the same as in Example 1 except that the heat treatment was not performed. Similar to Example 1, the state of the cross section was observed and the thermoelectric characteristics were measured. The results are shown in FIGS. 7, 12-18, Tables 2 and 3.
以上の結果をまとめて説明する。
図６は、実施例１の薄膜（基板はカプトンフィルム）の様子を示す図である。
The above results will be described together.
FIG. 6 is a diagram showing a state of the thin film of Example 1 (the substrate is a Kapton film).
図６に示されるように、実施例１で得られた薄膜は、折り曲げても剥離せず、フレキシビリティに優れていることが分かった。 As shown in FIG. 6, it was found that the thin film obtained in Example 1 did not peel off even when bent, and was excellent in flexibility.
図７は、比較例１の薄膜の断面のＴＥＭ像を示す図である。
図８は、実施例１の薄膜の断面のＴＥＭ像を示す図である。
FIG. 7 is a diagram showing a TEM image of a cross section of the thin film of Comparative Example 1.
FIG. 8 is a diagram showing a TEM image of a cross section of the thin film of Example 1.
図７に示されるように、熱処理をしていない比較例１の薄膜は、積層による層状の様態を示し、積層体（超格子）であることが分かる。比較例１の薄膜は、図２のステップＳ２１０後の積層体３００（図３）に相当し得る。一方、図８に示されるように、熱処理をした実施例１の薄膜は、層状の様態を示さず、均一であった。このことから、積層体への熱処理により構造変化が生じていることが分かった。 As shown in FIG. 7, the thin film of Comparative Example 1 which has not been heat-treated shows a layered state due to lamination, and it can be seen that it is a laminated body (superlattice). The thin film of Comparative Example 1 may correspond to the laminated body 300 (FIG. 3) after step S210 in FIG. On the other hand, as shown in FIG. 8, the thin film of Example 1 that had been heat-treated did not show a layered appearance and was uniform. From this, it was found that the structural change was caused by the heat treatment of the laminated body.
図９は、実施例１の薄膜の断面の種々の倍率のＴＥＭ像を示す図である。 FIG. 9 is a diagram showing TEM images of various magnifications of the cross section of the thin film of Example 1.
図９（Ａ）および（Ｂ）によれば、熱処理後の実施例１の薄膜は、全体に均一な構造を示す。図９（Ｃ）によれば、縞状を示す部分が分散して示される。図９（Ｄ）は、図９（Ｃ）の縞状の部分を拡大して示す。縞状の部分は結晶粒であり、結晶粒１００点の粒径の平均粒径は、２０ｎｍであった。このことから、実施例１の薄膜は、熱処理によって、アモルファス母体と、そこに分散した結晶粒とを含有した複合体であることが分かった。 According to FIGS. 9A and 9B, the thin film of Example 1 after the heat treatment shows a uniform structure as a whole. According to FIG. 9C, the striped portions are shown in a dispersed manner. 9 (D) shows an enlarged portion of the striped portion of FIG. 9 (C). The striped portion was a crystal grain, and the average particle size of the grain size of 100 crystal grains was 20 nm. From this, it was found that the thin film of Example 1 was a complex containing an amorphous mother body and crystal grains dispersed therein by heat treatment.
図１０は、実施例１の薄膜のＨＡＤＤＦ−ＳＴＥＭ像およびＥＤＸマッピングを示す図である。 FIG. 10 is a diagram showing a HADDF-STEM image and EDX mapping of the thin film of Example 1.
実施例１の薄膜の断面のアモルファス母体１００ｎｍにわたって、Ｍｇ、ＳｉおよびＳｎの各元素をカウントした。図１０ではグレースケールで示すが、明るく示される部分にＭｇ、ＳｉおよびＳｎの各元素が存在することを示す。このことから、実施例１の薄膜中のアモルファス母体は、Ｍｇ、ＳｉおよびＳｎを含有することが分かった。 Each element of Mg, Si and Sn was counted over 100 nm of the amorphous mother body of the cross section of the thin film of Example 1. Although shown in gray scale in FIG. 10, it is shown that each element of Mg, Si and Sn is present in the brightly shown portion. From this, it was found that the amorphous mother body in the thin film of Example 1 contained Mg, Si and Sn.
表２に示すように、１００ｎｍの抽出方向にわたって、Ｍｇ、ＳｉおよびＳｎの元素が検出され、それぞれの平均原子パーセントは、５５原子％（Ｍｇ）、３５原子％（Ｓｉ）および１０原子％（Ｓｎ）であった。すなわち、アモルファス母体中のＭｇ、ＳｉおよびＳｎは、それぞれ、原子％で、
５０≦Ｍｇ≦６０、
３０≦Ｓｉ≦４０、および、
５≦Ｓｎ≦１５
を満たすことを確認した。
As shown in Table 2, elements of Mg, Si and Sn were detected over the extraction direction of 100 nm, and the average atomic percent of each was 55 atomic% (Mg), 35 atomic% (Si) and 10 atomic% (Sn). )Met. That is, Mg, Si, and Sn in the amorphous mother body are each in atomic%.
50 ≤ Mg ≤ 60,
30 ≤ Si ≤ 40, and
5 ≦ Sn ≦ 15
Confirmed to meet.
図１１は、実施例１の薄膜中の異なる４つの結晶粒の極微電子線回折像を示す図である。 FIG. 11 is a diagram showing microelectron diffraction images of four different crystal grains in the thin film of Example 1.
立方晶（空間群Ｆｍ３−ｍ）であるＭｇ２ＳｎのＰＤＦ＃００−００７−０２４７（ＰＤＦカード）を用いて、電子線入射方向［−５−６−９］と［１１２］との場合のｄ値および面角度を算出した。 Using a PDF # 00-007-0247 (PDF card) of Mg 2 Sn, which is a cubic crystal (space group Fm3-m), in the case of electron beam incident directions [-5-6-9] and [112]. The d value and the surface angle were calculated.
ｐｏｉｎｔ１−１は、電子線入射方向［−５−６−９］で入射した場合の電子線回折像であり、図中のスポット１〜３についてｄ値および面角度を求めたところ、ＰＤＦカードから算出される値と良好に一致した。
Point1-1 is an electron diffraction image when the electron beam is incident in the electron beam incident direction [-5-6-9], and when the d value and the plane angle are obtained for the
ｐｏｉｎｔ１−２〜１−４は、電子線入射方向［１１２］で入射した場合の電子線回折像であり、各図中のスポット１〜３についてｄ値および面角度を求めたところ、ＰＤＦカードから算出される値と良好に一致した。
Points 1-2 to 1-4 are electron diffraction images when the electrons are incident in the electron beam incident direction [112], and when the d value and the plane angle are obtained for the
このことから、実施例１の薄膜中の結晶粒は、Ｍｇ２Ｓｎで表され、立方晶系の結晶構造を有し、空間群Ｆｍ３−ｍの対称性を有することが分かった。 From this, it was found that the crystal grains in the thin film of Example 1 were represented by Mg 2 Sn, had a cubic crystal structure, and had a symmetry of the space group Fm3-m.
図９等の実施例１の薄膜の断面のＴＥＭ像から算出した結晶粒の含有量（体積比）を求めた。結晶粒の体積比は、アモルファス母体の面積に対する結晶粒の面積から算出した。表２に示すように、結晶粒の含有量（体積比）は、６０と算出され、５０以上７０以下の範囲を満たすことを確認した。 The content (volume ratio) of crystal grains calculated from the TEM image of the cross section of the thin film of Example 1 in FIG. 9 and the like was obtained. The volume ratio of the crystal grains was calculated from the area of the crystal grains with respect to the area of the amorphous mother body. As shown in Table 2, the content (volume ratio) of the crystal grains was calculated to be 60, and it was confirmed that the range of 50 or more and 70 or less was satisfied.
図１２は、実施例１および比較例１の薄膜のゼーベック係数の温度依存性を示す図である。
図１３は、実施例１および比較例１の薄膜の電気伝導率の温度依存性を示す図である。
図１４は、実施例１および比較例１の薄膜のキャリア濃度の温度依存性を示す図である。
図１５は、実施例１および比較例１の薄膜の移動度の温度依存性を示す図である。
FIG. 12 is a diagram showing the temperature dependence of the Seebeck coefficient of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 13 is a diagram showing the temperature dependence of the electric conductivity of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 14 is a diagram showing the temperature dependence of the carrier concentration of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 15 is a diagram showing the temperature dependence of the mobility of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
図１２によれば、驚くべきことに、実施例１の薄膜のゼーベック係数は、正の値を有し、比較例１のそれに比べて、顕著に増大した。図１３によれば、実施例１の薄膜の電気伝導率は、比較例１のそれに比べて、低下した。図１４によれば、実施例１の薄膜のキャリア濃度は、比較例１のそれに比べて、低下した。図１５によれば、実施例１の薄膜の移動度は、室温近傍では増大したものの、温度の上昇に伴い低下する傾向を示した。実施例１の薄膜のゼーベック係数の増大は、熱処理により、Ｍｇ２Ｓｎの結晶粒の生成と、キャリア濃度の低下とによるものと考える。 According to FIG. 12, surprisingly, the Seebeck coefficient of the thin film of Example 1 had a positive value and was significantly increased as compared with that of Comparative Example 1. According to FIG. 13, the electric conductivity of the thin film of Example 1 was lower than that of Comparative Example 1. According to FIG. 14, the carrier concentration of the thin film of Example 1 was lower than that of Comparative Example 1. According to FIG. 15, the mobility of the thin film of Example 1 increased near room temperature, but tended to decrease as the temperature increased. It is considered that the increase in the Seebeck coefficient of the thin film of Example 1 is due to the formation of crystal grains of Mg 2 Sn by the heat treatment and the decrease in the carrier concentration.
以上より、本発明のＭｇ、ＳｉおよびＳｎを含有するアモルファス母体と、その中に分散して位置するＭｇ２Ｓｎ結晶粒とを含有する複合体は、ｐ型熱電変換材料として機能することが分かった。周知の熱電変換材料であるＭｇ２Ｓｉ系バルクでは、温度の上昇にともない、ゼーベック係数は増加し、電気伝導率が低下することが知られているが、本発明の熱電変換材料は、ゼーベック係数も電気伝導率も、温度の上昇にともない増加しており、周知の熱電変換材料とは機構が異なることを示唆する。 From the above, it was found that the composite containing the amorphous mother body containing Mg, Si and Sn of the present invention and the Mg 2 Sn crystal grains dispersed therein functions as a p-type thermoelectric conversion material. rice field. It is known that the Mg 2 Si bulk, which is a well-known thermoelectric conversion material, increases the Seebeck coefficient and decreases the electric conductivity as the temperature rises. However, the thermoelectric conversion material of the present invention has the Seebeck coefficient. The electrical conductivity also increases with increasing temperature, suggesting that the mechanism is different from that of well-known thermoelectric conversion materials.
図１６は、実施例１および比較例１の薄膜の比熱の温度依存性を示す図である。
図１７は、実施例１および比較例１の薄膜の熱伝導率の温度依存性を示す図である。
図１８は、実施例１および比較例１の薄膜の性能指数ＺＴの温度依存性を示す図である。
FIG. 16 is a diagram showing the temperature dependence of the specific heat of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 17 is a diagram showing the temperature dependence of the thermal conductivity of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
FIG. 18 is a diagram showing the temperature dependence of the figure of merit ZT of the thin films of Example 1 and Comparative Example 1.
図１６によれば、実施例１の薄膜の比熱は、比較例１のそれに比べて、低下した。これは、結晶粒の生成や膜組成の違いによる。図１７によれば、実施例１の薄膜の熱伝導率は、比較例１のそれに比べて、増大した。これは、フォノンが支配的に寄与したためと考える。しかしながら、実施例１の薄膜の熱伝導率は、比較例１のそれよりも増大したものの、Ｍｇ２Ｓｉ系に比べて、極めて低いことが分かった。これは、本発明の熱電変換材料が、アモルファス母体と結晶粒との共存の効果による考えられる。 According to FIG. 16, the specific heat of the thin film of Example 1 was lower than that of Comparative Example 1. This is due to the formation of crystal grains and the difference in film composition. According to FIG. 17, the thermal conductivity of the thin film of Example 1 was increased as compared with that of Comparative Example 1. This is thought to be due to the dominant contribution of phonons. However, although the thermal conductivity of the thin film of Example 1 was higher than that of Comparative Example 1, it was found to be extremely low as compared with the Mg 2 Si system. It is considered that this is because the thermoelectric conversion material of the present invention has the effect of coexistence between the amorphous mother and the crystal grains.
図１８によれば、実施例１の薄膜のＺＴは、比較例１のそれよりも顕著に大きくなっており、３２３Ｋにおいて０．０２２であった。この値は、薄膜の中でもっとも大きな値であり、驚くべきことに、Ｍｇ２Ｓｉ系のバルクの値と同等であった。これらの結果をまとめて表３に示す。 According to FIG. 18, the ZT of the thin film of Example 1 was significantly larger than that of Comparative Example 1, which was 0.022 at 323K. This value was the largest among the thin films and was surprisingly equivalent to the value of the Mg 2 Si bulk. These results are summarized in Table 3.
本発明の熱電変換材料は薄膜であっても高い性能指数ＺＴを有するため、特に、ウェアラブルデバイスやＩｏＴ電源としてフレキシブル熱電変換素子を提供できる。 Since the thermoelectric conversion material of the present invention has a high figure of merit ZT even if it is a thin film, it is possible to provide a flexible thermoelectric conversion element as a wearable device or an IoT power source.
１００ 熱電変換熱材料
１１０ アモルファス母体
１２０ 結晶粒
３００ 積層体
３１０ 第１の層
３２０ 第２の層
４００ 装置
４１０ 真空チャンバ
４２０ 第１のターゲット
４３０ 第２のターゲット
４４０、５１０ 基板
４５０ 電源
４６０ シャッター
５００ 熱電変換素子
５２０ ｐ型薄膜熱電変換材料
５３０ ｎ型薄膜熱電変換材料
５４０ 電極
100 Thermoelectric conversion
Claims (20)
前記アモルファス母体中に位置するＭ１とＭ２とを含有する結晶粒と
を含有する、熱電変換材料。 At least M1 (where M1 is at least one element selected from the group consisting of magnesium (Mg) and iron (Fe)), silicon (Si), and M2 (where M2 is tin (Sn)). And an amorphous matrix containing at least one element selected from the group consisting of antimony (Sb).
A thermoelectric conversion material containing crystal grains containing M1 and M2 located in the amorphous matrix.
４０≦Ｍ１≦７０、
２０≦Ｓｉ≦５０、および、
１≦Ｍ２≦２０
を満たす、請求項１〜４のいずれかに記載の熱電変換材料。 The M1, the Si, and the M2 in the amorphous mother are each at an atomic percentage (atomic%).
40 ≦ M1 ≦ 70,
20 ≦ Si ≦ 50, and
1 ≦ M2 ≦ 20
The thermoelectric conversion material according to any one of claims 1 to 4, which satisfies the above conditions.
Ｍ１２Ｓｉ（ただし、Ｍ１は、マグネシウム（Ｍｇ）および鉄（Ｆｅ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素）で表される第１のターゲットと、Ｍ２（ただし、Ｍ２は、スズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素）で表される第２のターゲットとを用いた物理的気相成長法により、前記第１のターゲットによる第１の層と、前記第２のターゲットによる第２の層とを交互に積層し、前記第１の層と前記第２の層とが交互に積層した積層体を得ることと、
前記積層体を熱処理することと
を包含する、方法。 The method for producing a thermoelectric conversion material according to any one of claims 1 to 11.
A first target represented by M1 2 Si (where M1 is at least one element selected from the group consisting of magnesium (Mg) and iron (Fe)) and M2 (where M2 is tin (where M2)). The first layer by the first target by a physical gas phase growth method using a second target represented by (at least one element selected from the group consisting of Sn) and antimony (Sb). And the second layer by the second target are alternately laminated to obtain a laminated body in which the first layer and the second layer are alternately laminated.
A method comprising heat treating the laminate.
前記第２の層の厚さは、０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の範囲である、請求項１２または１３に記載の方法。 The thickness of the first layer is in the range of 5 nm or more and 15 nm or less.
The method according to claim 12 or 13, wherein the thickness of the second layer is in the range of 0.5 nm or more and 1.5 nm or less.
前記熱電変換材料は、請求項１〜１１のいずれかに記載の熱電変換材料である、熱電変換素子。 A thermoelectric conversion element equipped with a thermoelectric conversion material.
The thermoelectric conversion material is the thermoelectric conversion material according to any one of claims 1 to 11.
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