摘要:具有层状结构的SnSe展现出非常优异的热电性能. SnSe₂与其具有相似结构, 但较低的电传输性能导致SnSe₂热电性能表现不佳, 本征SnSe₂在773 K下最大ZT值仅约 0.09. 本文在Br掺杂提升SnSe₂载流子浓度的基础上, 通过熔融法结合放电等离子烧结(SPS)技术合成了一系列成分为SnSe_1.98Br_0.02–y%Cu (y = 0, 0.50, 0.75, 1.00)的块体材料, 研究了在具有层间范德瓦耳斯力结合的SnSe₂材料中引入额外的Cu对其电传输性能的协同优化作用: 一方面, 引入的Cu不仅能提供额外的电子, 而且能稳定存在于范德瓦耳斯层间隙并形成插层结构, 促进层间和层内的电荷传输, 从而实现载流子浓度和迁移率的协同优化; 另一方面, Cu的动态掺杂特性, 使得高温下载流子浓度的增加弥补了因散射作用导致的迁移率的降低, 促使样品在高温下仍然保持高电传输特性. 研究结果表明, 在300 K下, SnSe₂沿平行和垂直于SPS烧结方向(//P, ⊥P)的功率因子(PF)分别从本征的约0.65和0.98 μW·cm^–1·K^–2提高到SnSe_1.98Br_0.02–0.75%Cu的约10 和19 μW·cm^–1·K^–2. 最终, 在773 K下, 沿⊥P方向的最大ZT值达到约 0.8. 此研究表明SnSe₂是一种很具发展潜力的热电材料.
关键词: SnSe₂/
热电性能/
Cu插层/
各向异性

English Abstract

全文HTML

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发展新能源材料是应对日趋严重的能源危机和缓解传统能源利用不充分而导致环境污染问题的重要策略之一. 近年来, 基于热电材料封装而成的热电器件因其具备体积小、温差大、无运动部件等一系列在特定领域不可替代的优点, 而受到研究者的广泛青睐^[1]. 热电材料是一种利用其内部载流子的微观运动实现热能与电能相互转换的新型能源材料, 其发电或制冷效率由无量纲热电优值ZT = S²σT/κ_tot来衡量, 其中σ是电导率, S是Seebeck系数, T是绝对温度, κ_tot是总热导率^[2-7]. 因此, 性能优异的热电材料应具有良好的电传输性能(功率因子, PF = S²σ)和低的热导率(κ_tot). 但是, 热电参数之间存在复杂的耦合关系, 使得采用单一的调控手段很难实现ZT值的优化. 于是, 寻找具有本征性能优异(如高功率因子^[8]和低热导率^[9]的热电材料^[10,11]成为研究者们探寻的热点.
SnSe是一种成本低廉、地球储量丰富的IV-VI族半导体, 近几年一系列的研究表明, 该材料具备诸多利于实现优异热电性能的关键要素. 具体有, 强非简谐效应导致的本征低热导率^[12]、多价带传输特性具备显著提升其电传输性能的潜力^[10]以及面外方向“三维电荷/二维声子”传输特性, 这些特性使得其具有极其优异的热电性能^[13]. 最近该材料还被报道具有巨大的电子制冷潜力^[14], 更加使得其成为目前热电材料领域的研究热点. 与SnSe材料类似, SnSe₂也是一种具有层状结构的化合物, 其层内以共价键连接而层间以范德瓦耳斯力连接^[15]. 这种层状、各向异性、非对称的晶体结构使其具有突出的本征低热传导特性, 因此也受到研究者的广泛关注^[16,17]. 近年来, 研究者们通过调控SnSe₂材料的载流子浓度、提升迁移率、引入纳米结构、晶体制备等策略实现了ZT值的优化提高^[17-19]. 例如, 浙江大学的Xu等^[20]通过在Se位置掺杂Cl, 极大地提升了多晶SnSe₂材料的载流子浓度, 最终在673 K时, ZT沿平行于热压烧结方向达到了约0.4. 新加坡南洋理工大学的Luo等^[21]在掺杂Cl的同时引入定向排列的SnSe₂纳米颗粒板, 将载流子浓度提升了两个数量级, 加上多尺度缺陷散射协同降低了热导率, 在673 K下将ZT值提高到约0.63. 最近, 桂林电子科技大学的Liu等^[19]在Cl取代Se的同时引入Ag 插层, 使得Ag 进入范德瓦耳斯间隙参与电荷输运提升了载流子浓度和迁移率, 并与掺杂的Cl形成多种纳米沉淀析出相而显著降低了热导率, 最终, 在789 K时, 将其ZT值提升到约 1.03. 类似于Ag离子插层, Cu离子插层也被报道能显著提升二维层状材料的热电传输性能. 武汉理工大学的Shi^[22]探索出当掺杂量少时, Cu能以插层的形式稳定存在于Bi₂Te₃材料的层间间隙中, 进而提升层间载流子迁移率. 此外, Sun等^[23]通过在N型Bi₂Se₃中引入Cu插层显著提升材料的载流子浓度, 同时Cu的引入进一步降低了材料的热导率, 最终在电声输运协同作用下实现590 K下ZT值约 0.54. 由此可见, 在二维层状材料中引入插层结构能有效地构建层间电荷传输通道, 不仅能提升载流子迁移率, 还能优化载流子浓度, 利用电传输的协同优化作用可实现ZT值的提升.
本文首先以Br取代Se来优化SnSe₂基体的载流子浓度, 进一步, 在确定Br掺杂最优成分的基础上, 通过引入额外的Cu实现对SnSe₂电传输性能的协同优化: 提升其载流子浓度, 并利用Cu进入范德瓦耳斯间隙形成插层结构, 构建层间和层内电荷输运的通道实现载流子迁移率的提升. 通过第一性原理计算发现, Cu掺杂进入范德瓦耳斯间隙后, 被包裹在由Se形成的四面体中心位置并向Se转移0.39e, 所以该结构同时实现了载流子浓度和迁移率的大幅提升. 此外, 得益于Cu的动态掺杂特性^[24], 高温段(575 K后)的电传输性能也得到了显著提升. 于是, SnSe_1.98Br_0.02-0.75%Cu样品在整个测试温区内维持了优异的电输运性能, 其沿⊥P方向的室温功率因子达到约19 μW·cm^–1·K^–2, 高温(773 K)功率因子也达到约 14 μW·cm^–1·K^–2. 通过以上Cu对SnSe₂电传输的协同优化作用, 最终使得该样品在773 K时, 沿⊥P方向达到了最大ZT值约 0.8.

实验采用Sn颗粒(99.99%, 阿拉丁, 中国)、Se颗粒(99.99%, 阿拉丁, 中国)、Cu颗粒(99.99%, 阿拉丁, 中国)和SnBr₂粉末(99.99%, 阿拉丁, 中国)为原料, 按照SnSe_2–xBr_x (x = 0, 0.005, 0.01, 0.02, 0.03)和SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu (y = 0, 0.50, 0.75, 1.00)的化学计量比进行称量. 由于SnBr₂在空气中易潮解, 故其称量过程需在氮气保护的手套箱中完成. 将原料在真空环境下(10^–4—10^–5 Pa)封装于石英管中, 然后放置在马弗炉中, 经过24 h缓慢加热到1073 K, 保温10 h, 最后随炉冷却到室温. 将取出的样品研磨成粉, 过200目筛, 随后经放电等离子烧结(SPS-211 Lx, 日本富士电波)得到致密样品. 其烧结过程为: 在50 MPa的烧结压力下, 经过8 min加热到723 K, 然后保温5 min得到约 Φ12.7 mm × 9.0 mm的圆柱体样品. 烧结后, 所有样品的密度均在5.7 g/cm³左右(SnSe₂的理论密度约为5.95 g/cm³). 经过切割、打磨、抛光、喷涂等一系列工序, 得到 Φ6 mm× 1.2 mm的圆片样品用于热性能测试以及2.5 mm× 2.5 mm× 8.0 mm的长方体样品用于电性能测试.
采用Cu K_α (λ = 1.5418 ?)X射线衍射仪(D/max 2500 PC)对实验所得粉末样品进行物相鉴定. 采用霍尔测试设备(Lake Shore 8400)设备, 依据公式n_H = 1/(eR_H)和μ_H = σR_H 测量载流子浓度和载流子迁移率, 其中n_H为载流子浓度, μ_H为载流子迁移率, e为电荷量. 样品的热导率通过公式κ_tot = λC_pρ计算得到, 其中热扩散系数λ通过激光热导仪(LFA-457, 德国耐驰)设备测试得到, 热容C_p通过德拜模型计算得到^[25], 密度ρ基于样品的质量与体积的比值得到. 电性能参数采用日产设备(ZEM-3, 日本真空理工)测试得到.
采用基于缀加平面波方法^[26]的第一性原理计算软件Vienna ab-initio simulation package (VASP)^[27]进行理论计算, 原子间的交换关联势采用广义梯度近似进行描述^[28]. 基于优化的单胞结构SnSe₂, 构造了3 × 3 × 2超胞(Sn₁₈Se₃₆), 并在层间位置插入一个Cu原子, 这是由于Cu原子在SnSe₂的层间时具有最低的形成能^[29]. 对构造的含有Cu间隙的结构进行了弛豫, 采取500 eV的平面波能量截断, 布里渊区的k点网格设置为6 × 6 × 4, 截断能晶体中原子间作用力和总能量变化量小于0.01 eV·?^–1和10^–7 eV. 计算了Sn₁₈CuSe₃₆的电荷局域函数(electron localization function, ELF)^[30]和差分电荷密度(Δρ), Δρ = ρ (Sn₁₈CuSe₃₆)–ρ (Sn₁₈Se₃₆)–ρ (Cu), 其中ρ (Sn₁₈CuSe₃₆), ρ (Sn₁₈Se₃₆)和ρ (Cu)分别是Sn₁₈CuSe₃₆, Sn₁₈Se₃₆和Cu在相同晶格中的电荷密度.

首先用Br取代SnSe₂基体中的Se, 其XRD图谱见图S1(a)(附加材料). 在X射线衍射仪检测精度内, 实验所制得样品的粉末X射线衍射图与标准衍射图谱(PDF #01-089-2939)相吻合, 均为单相. 如图S2(a)和图S2(b)(附加材料)所示, 随着Br掺杂浓度的增加, 样品的载流子浓度和迁移率均得到提升, 使其电传输性能得到较大提升. 进而, 掺杂浓度为0.02时, 在773 K, 最大ZT值沿// P方向提升到了约 0.6, 如图S3(f)(附加材料)所示. 后面主要讨论在2%Br掺杂基础上, 进一步在SnSe₂中引入额外的Cu对其热电性能的影响.
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3.1.物相分析

图1(a)为样品SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu (y = 0, 0.50, 0.75, 1.00)在室温下的XRD图谱. 由图1(a)可知, 在X射线衍射仪检测精度内, 所有样品的粉末X射线衍射图与标准衍射图谱(PDF #01-089-2939)相吻合, 引入Cu后的样品均未出现杂峰, 这表明实验样品均为单相. 样品的晶格常数如图1(b)所示, 随着Cu引入量的增加, 样品的晶格常数a和c在整个掺杂范围内几乎不变, 这表明引入Cu并未引起晶格畸变. 相关第一性原理计算的报道表明^[31], SnSe₂层间的范德瓦耳斯间隙尺寸为3.58 ?, 与之相比, Cu的原子尺寸(r = 1.28 ?)较小^[32], 所以额外的Cu进入其范德瓦耳斯间隙位置时, 并不会导致基体的晶格常数出现明显变化.
图 1 SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu (y = 0, 0.50, 0.75, 1.00)的 (a) 室温XRD和(b) 晶格常数
Figure1. (a) XRD patterns and (b) lattice parameters for SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu (y = 0, 0.50, 0.75, 1.00).

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3.2.Cu插层协同优化SnSe₂电传输性能

在300—773 K的测试温度区间内, 样品SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu (y = 0, 0.50, 0.75, 1.00)沿两个方向(//P和 ⊥P)的电导率如图2(a)和图2(b)所示. 引入额外的Cu后, 样品的电导率得到了较大的提升. 随着Cu浓度的增加, 两个方向的电导率均逐渐增加, 且对应的最优含Cu量均为y = 0.75. 在300 K时, 沿//P方向的电导率从y = 0样品的116 S·cm^–1提高到y = 0.75样品的290 S·cm^–1, 沿⊥P方向的电导率从y = 0样品的198 S·cm^–1提高到y = 0.75样品的370 S·cm^–1. 此外, 在整个温度区间内, 引入额外Cu样品的电导率随温度的增加均呈现出先减小后增大的趋势, 而未含Cu样品的电导率则是单调的随温度增加而减小. 当温度小于575 K时, 电导率随温度升高而降低, 表现出简并半导体的特性, 此时载流子主要受声学声子散射主导. 但是, 当温度大于575 K时, 掺杂样品的电导率出现随温度升高而逐渐增加的现象. 这说明, 在高温下电导率的提升可能来自Cu动态掺杂所引起载流子浓度的增加^[32]. 由于Cu的掺杂效率与温度正相关, 所以在高温下, Cu掺杂能继续增加基体的载流子浓度. 在773 K时, 0.75% Cu的样品沿//P方向的电导率达到214 S·cm^–1, 沿⊥P方向的电导率达到260 S·cm^–1, 显著高于未含Cu样品(SnSe_1.98Br_0.02)在该温度下的电导率75 S·cm^–1, 这表明Cu具有温度依赖性的动态掺杂, 能有效提升高温段的电导率. 如图2(c)和图2(d)所示, 在整个掺杂浓度范围内(0 < y ≤ 0.01), 两个方向的Seebeck系数均随掺杂浓度的增加而逐渐减小, 这是由于引入额外的Cu作为电子掺杂剂, 引起载流子浓度的提升. 在整个测试温区内, 样品沿//P方向的Seebeck系数保持在 –180到 –240 μV·K^–1范围内, 而沿⊥P方向的Seebeck系数保持在 –220到 –270 μV·K^–1范围内. 此外, 在575 K以后, Seebeck系数随温度呈现出逐渐减小的趋势, 这与Cu在高温段提升了基体的载流子浓度相吻合. 最终, 综合考虑电导率和Seebeck系数的贡献, 引入额外的Cu使样品的电输运性能在整个测试温度区间内均得到大幅提升, 即在整个温区内, 两个方向的功率因子均保持在较高的水准, 如图2(e)和图2(f)所示. 在300 K时, 其沿//P方向的功率因子从未含Cu样品时的约 7μW·cm^–1·K^–2提升到含0.75% Cu的样品的约 10 μW·cm^–1·K^–2, 而沿⊥P方向的功率因子相应地从约 13 μW·cm^–1·K^–2提升到约 19 μW·cm^–1·K^–2, 此数值为目前SnSe₂材料中所报道的最大值, Liu等^[19]通过掺杂Cl并引入Ag插层实现最高PF约为 9 μW·cm^–1·K^–2; Luo等^[21]结合Cl掺杂和纳米结构实现最高PF约 10 μW·cm^–1·K^–2; Zhou等^[29]通过Cu, Br双掺杂实现最高PF约为 12 μW·cm^–1·K^–2. 同时也可以看到, 这两个方向的电输运性能存在近2倍的差异, 这是其各向异性的晶体结构导致的结果.
图 2 SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu沿//P和⊥P方向　(a), (b) 电导率; (c), (d) Seebeck系数; (e), (f) 功率因子
Figure2. (a), (b) Electrical conductivity, (c), (d) Seebeck coefficient and (e), (f) power factor for the samples of SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu samples along the //P and ⊥P directions.

为了进一步探究电导率大幅提升的原因, 分别测试了未含Cu样品和引入Cu样品的室温和变温载流子浓度和迁移率. 如图3(a)所示, 随着Cu含量的增加, 室温下所有样品的载流子浓度逐渐增加, 这是因为Cu作为额外的电子掺杂剂, 被引入基体后导致其载流子浓度进一步地提升, 说明了Cu以间隙原子的形式稳定存在于基体中. 当引入0.75% Cu后, 样品沿//P方向的载流子浓度提升到5.35 × 10¹⁹ cm^–3, 迁移率达到34 cm²·V^–1·s^–1. 在以往报道的工作中^[33], Cl掺杂后载流子浓度可优化到6.2 × 10¹⁹ cm^–3, 但其迁移率非常低, 仅有12 cm² ·V^–1·s^–1, 最终导致其电导率不佳(78 S·cm^–1). 这说明, 与卤素元素取代掺杂相比, 引入额外的Cu不仅能优化基体的载流子浓度, 而且能显著提升其迁移率(后面将详细阐述Cu对SnSe₂载流子迁移率的优化作用). 此外, 根据实验测量的载流子浓度(n_H)和Seebeck系数值, 通过以下公式得到了有效质量m*^[34]:
图 3 (a) SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu样品沿//P和⊥P方向的载流子浓度和载流子迁移率; (b) SnSe_2–xBr_x和SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu的Seebeck系数随载流子浓度的变化; SnSe_1.98Br_0.02 ^[29]和SnSe_1.98Br_0.02-0.75%Cu样品的(c)载流子浓度和(d)载流子迁移率随温度的变化
Figure3. (a) Carrier concentration and carrier mobility at room temperature for the samples of SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu along the //P and ⊥P directions; (b) Seebeck coefficient as function of carrier concentration; (c) carrier concentration and (d) carrier mobility as function of temperature for SnSe_1.98Br_0.02^[29] and SnSe_1.98Br_0.02-0.75%Cu samples.

$ {m}^{*}=\frac{{h}^{2}}{2{k}_{\mathrm{B}}T}{\left[\frac{{n}_{\mathrm{H}}}{4\mathrm{\pi }{F}_{1/2}\left(\eta \right)}\right]}^{2/3} \text{, } $

$ S=\pm \frac{{k}_{\mathrm{B}}}{e}\left(\frac{\left(r+3/2\right){F}_{r}+3/2\left(\eta \right)}{\left(r+3/2\right){F}_{r}+1/2\left(\eta \right)}-\eta \right) \text{, } $

$ {F}_{n}\left(\eta \right)=\int _{0}^{\infty }\frac{{\chi }^{n}}{1+{\mathrm{e}}^{\chi -\eta }}\mathrm{d}\chi \text{, } $

其中F_n(η) 是n阶费米积分; k_B表示玻尔兹曼常数; h表示普朗克常数; m*表示态密度有效质量; r是散射因子. 通常, 该计算是基于具有三维传输特性的单带抛物线模型. 但是在本研究中, 由于多晶样品的物理性能的方向性很难确定, 所以SnSe₂多晶样品是在随机晶粒取向下检测的. 因此, 本文提供的物理数值均为平均估计值. 因为声子散射与颗粒大小无关, 一般认为其是室温下的主要散射机制, 故散射因子r取 –1/2 ^[35]. 约化费米能量η是根据各自Seebeck值的拟合确定的^[36]. 通过计算得到了有效质量约 1.9m₀以及Seebeck系数随载流子浓度变化的趋势曲线, 如图3(b)所示, 无论是卤族元素Br掺杂取代, 还是引入额外的Cu, 随着载流子浓度的变化, 室温下所有样品的Seebeck系数均一致地落在该曲线附近, 这表明卤族元素Br和引入额外的Cu并未引起基体有效质量的明显变化, 即并未对SnSe₂的能带结构产生较大影响. 这也表明, 在同一温度下, Seebeck系数的差异主要来自载流子浓度的影响. 图3(c)中未含Cu的样品在整个测试温区的载流子浓度并未显示出与温度具有相关性, 而引入额外0.75% Cu的样品显示出显著的温度相关性, 随着温度升高, 样品载流子浓度亦随之增加, 尤其当温度大于575 K时, 载流子浓度随温度增加而增加的趋势非常显著. 图3(d)表明, 引入额外的Cu极大地提升了载流子迁移率, 并在整个温度区间内均表现出随温度增加而下降的规律, 说明载流子散射主要受声子散射主导, 且随着温度升高散射作用增强. 结合图3(c)和图3(d)不含Cu样品和含Cu样品的载流子浓度和迁移率随温度变化趋势, 亦进一步地证实, 在高温段电导率随温度增加而增加主要缘于, Cu的动态掺杂引起载流子浓度的提升强于因散射引起的载流子迁移率的下降.
为进一步探究引入额外的Cu后载流子浓度和迁移率大幅提升的原因, 计算了电子局域密度函数(ELF), 如图4(a)所示. 1表示完全局域状态, 0表示完全自由状态, 从1到0表示电子由完全束缚状态逐渐转变成完全自由状态. 图中用蓝色到红色的渐变颜色条非常形象地展示了Sn, Se和Cu原子之间的电子局域状态. 从图4(a)中可以看出, Cu与Se之间颜色为蓝色, Cu与Sn之间的颜色较深, 这说明电子在Cu与Se之间的局域化程度较弱, 表明引入额外的Cu能显著提升 SnSe₂沿c轴方向的迁移率. 我们进一步建立Sn₁₈CuSe₃₆模型计算了差分电荷密度, 如图4(b)所示, 图中显示额外引入的Cu能稳定存在于范德瓦耳斯间隙, 被包裹在由Se组成的四面体中心位置^[29]. Cu原子周围呈浅蓝色表示失去电子, Se原子周围呈浅黄色表示其得到电子, 稳定存在于Se四面体中心位置的Cu原子将向Se转移0.39e, 表明Cu与Se原子具有成键作用, 这有利于提升载流子在层间的传输, 因此, 导致了载流子迁移率的提高.
图 4 (a) Sn₁₈CuSe₃₆沿c轴方向投影的电子局域函数(ELF); (b) Sn₁₈CuSe₃₆的差分电荷密度
Figure4. (a) Electron localization function (ELF) projected along the c-axis and (b) differential charge density of Sn₁₈CuSe₃₆.

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3.3.Cu插层对SnSe₂热传输性能影响

在300—773 K的测试温区内, 样品SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu沿两个方向(//P和⊥P)的总热导率(κ_lot)如图5(a)和图5(b)所示. 引入额外的Cu后, 两个方向的总热导率均随温度增加而逐渐降低. 有所不同的是, 在整个掺杂浓度范围内, 在同一温度下, //P方向的总热导率随掺杂浓度的增加呈现出先增加后降低的变化趋势, 而沿⊥P方向的总热导率几乎不变, 保持在1.26—1.45 W·m^–1·K^–1范围内. 两个方向的电子热导率见图S4(a), (b) (附加材料). 在图5(c), (d)中, 引入额外的Cu(0 < y ≤ 0.75)后, 沿// P方向的晶格热导率(κ_lat)随掺杂浓度的增加而增加, 这可能与引入的Cu存在于层间位置加强了层间的声子传输有关, 从而导致晶格热导率得到了提升; 当y > 0.75时, //P方向的总热导率随掺杂浓度的增加而减小, 这可能是因为掺杂增强了声子散射^[37]. 另一方面, 在整个测试温度区间, 样品沿⊥P方向的晶格热导率则稳定在0.98—1.15 W·m^–1·K^–1的范围内, 这是因为在范德瓦耳斯间隙的Cu对层内声子传输的影响很小, 从而导致晶格热导率几乎不变.
图 5 SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu沿//P和⊥P的总热导率((a), (b))和晶格热导率((c), (d))
Figure5. The temperature dependence of thermal conductivity along the //P and⊥P directions for SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu: (a), (b) Total thermal conductivity; (c), (d) lattice thermal conductivity.

综合两个方向的电传输性能和热导率, 我们得到了两个方向不同成分的样品随温度变化的ZT值. 如图6(a)和图6(b)所示, 引入额外的Cu后, 由于Cu在电传输性能方面突出的协同优化作用, 使得两个方向均在SnSe_1.98Br_0.02–0.75%Cu样品中获得最大ZT值. 在温度为773 K时, 该样品沿//P方向的最大ZT值达到约0.7, 沿⊥P方向的最大ZT值达到约0.8, 进而证实在Br掺杂的基础上引入额外的Cu成功地实现了热电性能的协同优化.
图 6 SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu的随温度变化的ZT值沿(a) //P方向和(b) ⊥P方向
Figure6. Temperature dependent ZT values along the (a) //P and (b) ⊥P directions for SnSe_1.98Br_0.02-y%Cu samples.

本文报道了Br掺杂最优成分的基础上引入额外的Cu协同优化了SnSe₂在层外和层内的热电性能. 研究结果表明, 基于SnSe₂材料特殊的层状结构, 引入额外的Cu能稳定存在于范德瓦耳斯间隙, 被包围在由层间Se所形成的四面体中心位置, 并向Se转移0.39e, 显著协同优化了两个方向的载流子浓度和载流子迁移率, 进而使得功率因子得到大幅提升. 室温下, 沿//P和⊥P方向的PF分别从未含Cu的约 7 μW·cm^–1·K^–2和约14 μW·cm^–1·K^–2提升到0.75% Cu样品的约 10 μW·cm^–1·K^–2和约 19 μW·cm^–1·K^–2, 获得了目前SnSe₂ 基体材料中所报道的最高值. 此外, 当温度大于575 K 时, 由于Cu在高温下掺杂效率的提升, 使载流子浓度得到大幅增加, 弥补了因散射作用增强导致的载流子迁移率的降低, 从而显著提升了高温区的电传输性能. 最终, 在773 K时, 该样品沿⊥P方向达到最大ZT值约 0.8, 显著高于纯SnSe₂的最大ZT值约 0.09, 表明Br对SnSe₂载流子浓度的优化和Cu对其电传输性能的协同优化成功地实现了热电性能9倍的提升, 揭示了SnSe₂作为层状热电材料所具有的发展潜力.