陶穎 祁寧? 王波 陳志權(quán) 唐新峰

1)(武漢大學(xué)物理科學(xué)與技術(shù)學(xué)院,核固體物理湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,武漢 430072)

2)(武漢理工大學(xué),材料復(fù)合新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,武漢 430072)

(2018年3月3日收到；2018年7月7日收到修改稿)

1 引 言

當(dāng)今全球能源問(wèn)題非常嚴(yán)峻,以煤炭為主的化石能源面臨即將枯竭的危機(jī),同時(shí)化石能源的使用也帶來(lái)了非常嚴(yán)重的大氣污染.因此,尋求新型的可持續(xù)發(fā)展的綠色能源是目前亟待解決的問(wèn)題.熱電材料因其能通過(guò)Seebeck效應(yīng)和Peltier效應(yīng)[1]實(shí)現(xiàn)熱能與電能的直接轉(zhuǎn)換而備受關(guān)注,能夠?qū)⒏鞣N廢棄的熱能轉(zhuǎn)換成電能而得以重復(fù)利用.該技術(shù)能大幅提高能源利用效率,同時(shí)也是一種綠色的能源轉(zhuǎn)換技術(shù),因此近年來(lái)已成為非常熱門(mén)的研究領(lǐng)域.

熱電材料的性能可以由一種無(wú)量綱的參數(shù)——熱電優(yōu)值來(lái)衡量,即ZT值,計(jì)算公式為

其中S是Seebeck系數(shù),σ是電導(dǎo)率,T是絕對(duì)溫度,κ是熱導(dǎo)率,S2σ被稱為功率因子.Seebeck系數(shù)是每單位溫差產(chǎn)生的電勢(shì)差,公式寫(xiě)作S= ?V/?T[2].熱導(dǎo)率則由電子熱導(dǎo)率κE(載流子貢獻(xiàn))和晶格熱導(dǎo)率κL(聲子貢獻(xiàn))組成[3,4],即κ=κE+κL.因此,要提高材料的ZT值,必須增大功率因子,或者降低材料的熱導(dǎo)率.但是大多數(shù)情況下材料的S,σ,κ都不是相互獨(dú)立的變量,它們彼此影響.尤其是Seebeck系數(shù)S和材料的電導(dǎo)率σ?guī)缀跏欠聪嚓P(guān)的.載流子濃度升高將會(huì)提高σ,但會(huì)導(dǎo)致S降低,同時(shí)κ也會(huì)有一定程度的升高[5].所以提高ZT值的關(guān)鍵是尋找到一個(gè)S,σ和κ最合適的狀態(tài)(即提高電導(dǎo)率降低熱導(dǎo)率),使ZT值盡可能提高.當(dāng)材料的載流子濃度處于1019/cm3附近時(shí),即材料為半導(dǎo)體時(shí),功率因子可以達(dá)到最優(yōu)值.因此目前熱電材料一般為載流子濃度較高的半導(dǎo)體材料.

傳統(tǒng)的熱電材料通常為硫族元素化合物(如Bi2Te3,PbTe,SnSe等)[6?9],主要用于高溫環(huán)境,目前能達(dá)到的ZT值為1—2.但是這些無(wú)機(jī)材料在自然界資源并不豐富、難獲取、價(jià)格昂貴且有部分元素有毒性[10,11],所以現(xiàn)在人們開(kāi)始關(guān)注資源豐富、成本低、易合成的有機(jī)熱電材料[12].有機(jī)熱電材料的S,σ和κ這三個(gè)參量并不像無(wú)機(jī)熱電材料一樣完全遵從Wiedemann-Franz定律,所以相比起無(wú)機(jī)熱電材料,其σ和κ的相互影響稍弱一些,這個(gè)特質(zhì)使有機(jī)熱電材料的性能改善更容易且開(kāi)拓的空間更大[13].另外,有機(jī)熱電材料剛好可以彌補(bǔ)無(wú)機(jī)熱電材料在較低溫(＜500 K)環(huán)境應(yīng)用上的不足.例如,有研究曾提出設(shè)想,利用熱點(diǎn)轉(zhuǎn)換技術(shù)將人體在休息時(shí)因?yàn)榛A(chǔ)代謝散發(fā)的熱量收集并轉(zhuǎn)化成電能儲(chǔ)存起來(lái).而有機(jī)熱電材料柔韌性好且質(zhì)量輕,比無(wú)機(jī)熱電材料更加適合這項(xiàng)應(yīng)用[14?17].

有機(jī)導(dǎo)電物一般可以分為兩類,第一類是低分子量化合物(電荷轉(zhuǎn)移復(fù)合物和自由基離子鹽),第二類是導(dǎo)電高分子材料(具有共軛不飽和雙鍵)[18].這一類材料的最大特點(diǎn)是熱導(dǎo)率低,但是其載流子濃度不高,所以電導(dǎo)率仍然受限.另外,導(dǎo)電高分子的Seebeck系數(shù)比性能優(yōu)良的無(wú)機(jī)熱電材料的要低三個(gè)數(shù)量級(jí),所以其功率因子的數(shù)量級(jí)通常在10?6—10?10W/m.K2之間[6]. 目前,研究的導(dǎo)電高聚物大多數(shù)是聚苯胺、聚吡咯和聚噻吩等高分子化合物[19?23].

本文中研究的聚(3,4-乙烯二氧噻吩)(PEDOT)為聚噻吩衍生物,擁有相對(duì)更加優(yōu)秀的導(dǎo)電率并且更加穩(wěn)定[24?27].PEDOT[28]由3,4-乙撐二氧噻吩單體(EDOT)聚合而成.噻吩環(huán)的3,4位被二氧乙烯基占據(jù),聚合時(shí)兩個(gè)噻吩環(huán)只能進(jìn)行α-α′耦合,能避免形成α-β′耦合降低其性能[29].另外,PEDOT具有電導(dǎo)率高、氧化態(tài)透明性好、帶隙適中、氧化還原電位低以及化學(xué)、電化學(xué)穩(wěn)定性良好等特點(diǎn)[30],而且PEDOT是目前已知的最穩(wěn)定的導(dǎo)電聚合物之一.不同于大多數(shù)噻吩衍生物,PEDOT能夠在水溶液中合成,所以其在生物傳感器方面也具有研究?jī)r(jià)值[31].

由于純凈的導(dǎo)電高分子材料的電導(dǎo)率一般偏低,有研究發(fā)現(xiàn),在導(dǎo)電高分子材料中添加適量無(wú)機(jī)熱電材料后制備成熱電高分子復(fù)合材料,能夠提高材料的電導(dǎo)率.同時(shí)復(fù)合物中的無(wú)機(jī)-有機(jī)界面結(jié)構(gòu)還能增強(qiáng)聲子的散射從而降低晶格熱導(dǎo)率,因此能大幅提高熱電性能[2].本文中,我們將n型半導(dǎo)體氧化物In2O3和導(dǎo)電高分子PEDOT通過(guò)化學(xué)氧化聚合方法得到復(fù)合材料,利用X射線衍射、傅里葉紅外光譜、高分辨透射電子顯微鏡、正電子湮沒(méi)壽命測(cè)量等分析復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu),并對(duì)復(fù)合材料的熱電性能進(jìn)行表征.

2 實(shí) 驗(yàn)

2.1 主要試劑

EDOT購(gòu)買(mǎi)于阿拉丁(上海)生化科技有限公司；乙腈,對(duì)甲苯磺酸一水合物(TsOH.H2O)購(gòu)買(mǎi)于國(guó)藥集團(tuán)化學(xué)試劑有限公司；無(wú)水三氯化鐵(FeCl3)購(gòu)買(mǎi)于上海邁瑞爾化學(xué)技術(shù)有限公司；納米氧化銦(In2O3,純度99.9%)購(gòu)買(mǎi)于北京德科島金科技有限公司.所有試劑均為分析純.

2.2 材料合成

將0.02 mol的FeCl3溶解于70 mL的乙腈溶劑中,并溶解0.1 mol的TsOH.H2O,磁力攪拌1 h,此為溶液A.取50 mL乙腈溶劑加入1 mL的EDOT和0.1 g的納米In2O3,超聲1 h,此為溶液B.然后將溶液A緩慢滴加入溶液B,室溫下磁力攪拌24 h.再將得到的混合物抽濾,用去離子水和無(wú)水乙醇依次漂洗并離心,最后于真空干燥箱中70?C真空干燥2 h,得到產(chǎn)物In2O3/PEDOT.

為了進(jìn)行對(duì)照試驗(yàn),選取不同的In2O3的含量,即0.1,0.2,0.4,0.5以及0 g,分別重復(fù)上述步驟.各復(fù)合物粉末產(chǎn)物中的In2O3含量大約為6.6 wt%,12.3 wt%,22 wt%,26 wt%和0 wt%.

2.3 表征方法

樣品的X射線衍射(XRD)測(cè)試使用儀器為德國(guó)Bruker AXS D8-Focus,測(cè)試條件為Cu Kα射線(λ=1.540598 ?).樣品的形貌通過(guò)透射電子顯微鏡(TEM,JEM2012-HT)測(cè)試.傅里葉紅外光譜(FT-IR)測(cè)試儀為美國(guó)Thermo公司的FTIR5700分析儀.樣品的熱穩(wěn)定性是通過(guò)熱重分析(TG,日本HITACHI公司STA7300)獲得.利用正電子湮沒(méi)壽命測(cè)量分析復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及界面特性,譜儀為常規(guī)快-快符合系統(tǒng),時(shí)間分辨率大約為220 ps,正電子放射源Na的強(qiáng)度大約為20μCi.將兩片完全相同的樣品(厚度1—2 mm)以三明治結(jié)構(gòu)包住正電子放射源進(jìn)行測(cè)試.樣品的電導(dǎo)率和塞貝克系數(shù)測(cè)試使用日本的ZEM-3熱電性能分析系統(tǒng).樣品的熱擴(kuò)散系數(shù)測(cè)試使用的是德國(guó)耐馳的LFA467.樣品的比熱容通過(guò)美國(guó)TA公司的差式掃描熱儀DSC-Q20測(cè)量得到.

3 結(jié)果與討論

圖1為純PEDOT及In2O3/PEDOT復(fù)合物的XRD圖譜.在純PEDOT中,除了在26.0?對(duì)應(yīng)一個(gè)(020)的較寬的峰之外[32],沒(méi)有任何其他特征峰,這說(shuō)明PEDOT是非晶態(tài)的.In2O3/PEDOT的XRD圖譜曲線分別在2θ=21.5?,30.6?,35.5?,51.0?,60.7?處 對(duì) 應(yīng)(211),(222),(400),(440),(622)晶面,能夠與下方的In2O3的XRD標(biāo)準(zhǔn)卡片(JCPDS card file No.6-416)完美對(duì)應(yīng).從XRD圖譜的變化可以看出,復(fù)合物樣品隨著In2O3含量的增加結(jié)晶度變強(qiáng),而PEDOT的結(jié)晶度并沒(méi)有明顯變化,說(shuō)明這種變化主要由In2O3貢獻(xiàn),基體的結(jié)晶度并未受到明顯可見(jiàn)的影響,In2O3/PEDOT復(fù)合物已經(jīng)成功復(fù)合得到.

圖1 In2O3含量為(a)26 wt%,(b)22 wt%,(c)12.3 wt%,(d)6.6 wt%(e)0 wt%的PEDOT復(fù)合材料的XRD圖譜,以及In2O3的XRD標(biāo)準(zhǔn)卡片(JCPDS card,No 6-416)Fig.1.XRD pattern of the(a)–(d)In2O3/PEDOT composites with 26 wt%,22 wt%,12.3 wt%,6.6 wt%of In2O3；(e)pristine PEDOT and the standard XRD pattern of In2O3(JCPDS card file,No.06-0416)is also given.

圖2為PEDOT和In2O3/PEDOT復(fù)合物的傅里葉紅外光譜(FTIR).其中波數(shù)位于1520和1350 cm?1處的特征峰為PEDOT的噻吩環(huán)的醌式結(jié)構(gòu)上的C—C和C=C鍵伸縮振動(dòng).波數(shù)為1201,1150和1090 cm?1處的特征峰代表的是二氧乙烯基的C—O—C鍵伸縮振動(dòng)[33].波數(shù)為981,843和688 cm?1處的特征峰代表的則是噻吩環(huán)的C—S鍵伸縮振動(dòng).根據(jù)Harish等[34]的報(bào)道,單體EDOT的紅外光譜在1186和892 cm?1處分別有一個(gè)特征峰,且分別對(duì)應(yīng)的是噻吩環(huán)的=C—H鍵在平面內(nèi)和平面外的形變振動(dòng).這兩個(gè)峰在本文的PEDOT和In2O3/PEDOT復(fù)合物的紅外光譜中沒(méi)有出現(xiàn),表明EDOT已經(jīng)經(jīng)過(guò)α-α′耦合聚合形成了PEDOT.

圖2 含量為(a)26 wt%,(b)22 wt%,(c)12.3 wt%,(d)6.6 wt%的In2O3/PEDOT復(fù)合材料和(e)PEDOT的FT-IR光譜Fig.2.FT-IR spectra of the(a)–(d)In2O3/PEDOT composites with 26 wt%,22 wt%,12.3 wt%,6.6 wt%of In2O3and(e)pristine PEDOT.

圖3(a)為純的PEDOT的TEM圖像,圖3(b)是復(fù)合含量為22 wt%的In2O3/PEDOT復(fù)合物的TEM圖像.圖中可以清晰地分辨出PEDOT和In2O3的形貌.圖3(c)顯示的樣品是含量為26 wt%的In2O3/PEDOT復(fù)合物,與圖3(b)相比,其TEM圖中間所呈現(xiàn)的In2O3和PEDOT的界面非常模糊,我們猜測(cè)可能是In2O3在高分子內(nèi)部形成的界面變?nèi)踝兩俚木壒?為了方便對(duì)比,圖3(d)給出了純的In2O3的TEM形貌圖.因此,從以上的TEM圖像中可以發(fā)現(xiàn),PEDOT非常好地包覆在了In2O3納米粒子的周?chē)?形成了In2O3/PEDOT復(fù)合物.當(dāng)In2O3含量達(dá)到26 wt%時(shí),復(fù)合物內(nèi)部并不能形成良好有效的界面結(jié)構(gòu).

圖3 (a)純PEDOT,(b)22 wt%的In2O3/PEDOT,(c)26 wt%的In2O3/PEDOT,(d)純In2O3的TEM圖像Fig.3.TEM images of(a)pure PEDOT,(b)In2O3/PEDOT composites with 22 wt%,(c)In2O3/PEDOT composites with 26 wt%and(d)pure In2O3.

圖4 室溫下不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合材料的正電子壽命τ1(a)及其強(qiáng)度I1的變化(b)Fig.4.Variation of positron lifetime τ1and intensity I1measured for In2O3/PEDOT as a function of In2O3content.

圖4顯示的是在室溫下測(cè)量的In2O3/PEDOT復(fù)合物中正電子壽命的結(jié)果.分析壽命譜發(fā)現(xiàn),在純PEDOT及In2O3/PEDOT復(fù)合物中均存在兩個(gè)壽命分量,其中τ1約在350—360 ps之間,而τ2在831—1188 ps之間,但強(qiáng)度相對(duì)較弱,僅為1.5%—3%左右.這主要是少數(shù)正電子與電子結(jié)合形成了電子偶素(positronium,Ps).通常在高分子材料中存在大量自由體積孔洞,而正電子容易在高分子材料中形成電子偶素并在自由體積內(nèi)湮沒(méi).其中正電子偶素(ortho-positronium,o-Ps)在孔洞內(nèi)的壽命為1—20 ns.自由體積尺寸越大,則o-Ps的壽命越長(zhǎng).而o-Ps湮沒(méi)成分的強(qiáng)度可反映出高分子材料自由體積孔洞的相對(duì)濃度.因此電子偶素的形成及湮沒(méi)特征可以反映高分子材料自由體積的信息.但是在我們的PEDOT及In2O3/PEDOT復(fù)合物中電子偶素對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度很小.這是由于PEDOT作為電子型導(dǎo)電高分子,導(dǎo)電率較高,使得正電子無(wú)法形成電子偶素[35,36].譜圖結(jié)果顯示,純的PEDOT的正電子壽命τ1為349.1 ps,對(duì)應(yīng)強(qiáng)度I1為96.7%.由前面的XRD圖譜顯示PEDOT樣品為非晶態(tài),τ1即為正電子在非晶區(qū)的湮沒(méi)壽命.隨In2O3含量升高(到22 wt%)樣品的τ1升高到359.5 ps左右.當(dāng)In2O3含量繼續(xù)升高到26 wt%時(shí),τ1較快地下降到352 ps,I1也由最大值98.6%開(kāi)始降低.這有可能是由于In2O3與PEDOT復(fù)合形成了界面結(jié)構(gòu),而界面對(duì)正電子而言是俘獲中心[37,38],因此正電子被吸引到界面區(qū)域并在此湮沒(méi).界面區(qū)域結(jié)構(gòu)比較無(wú)序,該區(qū)域的電子濃度相對(duì)較低,正電子被俘獲到界面能在一定程度上減少其與電子的自由湮沒(méi)概率,從而延長(zhǎng)正電子的存活時(shí)間[39].在純In2O3材料中,正電子在納米顆粒間的界面處的壽命可長(zhǎng)達(dá)400 ps以上,而在In2O3中的體態(tài)壽命僅為183 ps.因此,在In2O3/PEDOT復(fù)合物中,正電子在界面處可能表現(xiàn)出比PEDOT基體中更長(zhǎng)的壽命,因此導(dǎo)致總體壽命(τ1)變長(zhǎng).隨著In2O3含量增加,界面的相對(duì)比例增多,更多的正電子在界面湮沒(méi),所以τ1和I1不斷增加.當(dāng)In2O3含量達(dá)到26 wt%時(shí),In2O3在PEDOT中的分散受到影響,導(dǎo)致界面相互作用變?nèi)?界面成分降低,所以正電子湮沒(méi)壽命有下降趨勢(shì).

圖5給出了5組不同In2O3含量的復(fù)合物隨測(cè)試溫度變化的電導(dǎo)率、Seebeck系數(shù)和功率因子(PF=S2σ)曲線圖.可以看出,5組樣品的電導(dǎo)率、Seebeck系數(shù)和功率因子均隨溫度的升高有上升趨勢(shì).在26 wt%In2O3含量的復(fù)合物中,電導(dǎo)率呈現(xiàn)反常下降,導(dǎo)致功率因子也有所下降.這可能是由于In2O3的分散性不好,導(dǎo)致電導(dǎo)率下降.這與正電子壽命測(cè)量的結(jié)果是一致的.圖6為室溫下In2O3/PEDOT復(fù)合物隨In2O3含量變化的電導(dǎo)率、Seebeck系數(shù)和功率因子曲線圖.結(jié)果顯示,室溫下純的PEDOT的電導(dǎo)率和Seebeck系數(shù)分別為7.5 S/m和13.9μV/K.當(dāng)In2O3含量增加時(shí),樣品的電導(dǎo)率呈現(xiàn)明顯的上升趨勢(shì),最大升高到25.75 S/m,而樣品的Seebeck系數(shù)也增長(zhǎng)到最大值16.9μV/K.這些變化主要是由于In2O3填充物具有很好的導(dǎo)電性,隨著In2O3含量增加,激發(fā)大量的半導(dǎo)體載流子,從而使電導(dǎo)率升高.而當(dāng)In2O3的含量過(guò)大(26 wt%)時(shí),由于In2O3的分散性受到影響,導(dǎo)致載流子遷移率降低,所以電導(dǎo)率開(kāi)始下降.圖3(b)和圖3(c)的TEM圖中已經(jīng)證實(shí)了In2O3的含量為26 wt%時(shí)其在PEDOT中的分散明顯變差.從圖6(c)復(fù)合材料的功率因子的變化曲線可以看出,In2O3含量為22 wt%的In2O3/PEDOT復(fù)合物的功率因子達(dá)到最高68.8× 10?4μW/m.K2,是純的PEDOT的功率因子(14.5× 10?4μW/m.K2)的近5倍.In2O3含量再升高(到26 wt%),功率因子會(huì)下降(到49.9× 10?4μW/m.K2). 從以上結(jié)果可以看出,In2O3/PEDOT復(fù)合物的電學(xué)參數(shù)不僅受到In2O3填料本身特性的影響,還與In2O3的分散狀態(tài)密切相關(guān).

圖7為室溫到120?C之間測(cè)量的In2O3/PEDOT復(fù)合物的熱擴(kuò)散系數(shù).5組樣品的熱擴(kuò)散系數(shù)均隨溫度升高先升高后降低.圖7(b)是室溫下不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物的熱導(dǎo)率變化曲線,根據(jù)熱導(dǎo)率公式計(jì)算所得:

圖5 不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物隨溫度變化的(a)電導(dǎo)率,(b)Seebeck系數(shù),(c)功率因子曲線Fig.5.(a)Electrical conductivity,(b)Seebeck cofiicient and(c)power factor for the In2O3/PEDOT composites with various In2O3contents as a function of temperature.

圖6 室溫下不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物的(a)電導(dǎo)率,(b)Seebeck系數(shù)和(c)功率因子曲線Fig.6.(a)Electrical conductivity,(b)Seebeck cofiicient and(c)power factor for the In2O3/PEDOT composites with various In2O3contents.

圖7 (a)不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物隨溫度變化的熱擴(kuò)散系數(shù)；(b)室溫下不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物的熱導(dǎo)率及(d)晶格熱導(dǎo)率；(c)室溫下不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物的ZT值Fig.7.(a)Thermal diffusivity for the In2O3/PEDOT composites with various In2O3contents as a function of temperature,(b)thermal conductivity,(d)lattice thermal conductivity；(c)ZT valuefor the In2O3/PEDOT composites with various In2O3contents at room temperature.

其中κ為熱導(dǎo)率,α為熱擴(kuò)散系數(shù),ρ為密度,c為比熱容.純的PEDOT的熱導(dǎo)率為0.298 W/m.K,當(dāng)In2O3含量為6.6 wt%時(shí),熱導(dǎo)率下降到0.272 W/m.K.然后含量為12.3 wt%時(shí),熱導(dǎo)率升高到0.313 W/m.K.隨著In2O3含量的繼續(xù)增加,其熱導(dǎo)率一直降低到了0.264 W/m.K.圖7(d)為室溫下不同In2O3含量的In2O3/PEDOT復(fù)合物的晶格熱導(dǎo)率的變化,該結(jié)果先通過(guò)公式(κe=LσT,式中L為洛倫茲常數(shù),T為絕對(duì)溫度)計(jì)算出電子熱導(dǎo)率,然后再用總熱導(dǎo)率減去電子熱導(dǎo)率得到.在In2O3/PEDOT中,由于載流子濃度并不是特別高,使得電子熱導(dǎo)率的貢獻(xiàn)遠(yuǎn)小于聲子熱導(dǎo)率的貢獻(xiàn).因此,即使隨著In2O3含量的增加電導(dǎo)率有所增加,其對(duì)熱導(dǎo)率的貢獻(xiàn)也遠(yuǎn)低于聲子熱導(dǎo)率的貢獻(xiàn).而且從圖7(d)也可以看出總熱導(dǎo)率的絕大部分都是由晶格熱導(dǎo)率所貢獻(xiàn),所以導(dǎo)致總熱導(dǎo)率下降.產(chǎn)生這樣的熱導(dǎo)率變化可能是因?yàn)閺募兊腜EDOT到摻入少量的In2O3,復(fù)合物內(nèi)部形成的界面散射聲子降低了晶格熱導(dǎo)率,因此總熱導(dǎo)率也有明顯的變化,這與圖4正電子壽命譜對(duì)復(fù)合物樣品的微結(jié)構(gòu)的分析相符合,主要來(lái)自界面的作用.

通過(guò)熱電優(yōu)值的計(jì)算(1)式得到了圖7(c)所示的室溫下ZT值變化曲線.純的PEDOT的ZT值為0.015×10?4,In2O3含量增加到22 wt%時(shí),ZT值升高到0.073×10?4,In2O3含量繼續(xù)增加(到26 wt%),其復(fù)合物的ZT開(kāi)始快速下降到0.057×10?4.結(jié)果表明,當(dāng)In2O3含量在22 wt%附近時(shí),In2O3/PEDOT復(fù)合材料能得到最大的ZT值.

4 結(jié) 論

綜上所述,我們通過(guò)化學(xué)氧化合成法合成了In2O3/PEDOT復(fù)合物,大幅提高了純PEDOT的導(dǎo)電率,且降低了其熱導(dǎo)率.室溫下,該復(fù)合物的電導(dǎo)率最高可達(dá)25.75 S/m,是純PEDOT電導(dǎo)率的大約3.4倍.熱導(dǎo)率最低可至0.264 W/m.K.在In2O3含量為22 wt%時(shí)獲得最大功率因子(68.8×10?4μW/m.K2)和最大ZT值(0.073×10?4).