余冠廷，忻佳展，李艾燃，朱鐵軍，趙新兵

(浙江大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，浙江 杭州 310027)

1 引 言

熱電材料是指一類通過(guò)材料內(nèi)部載流子及聲子輸運(yùn)實(shí)現(xiàn)熱能與電能之間相互轉(zhuǎn)換的新型半導(dǎo)體功能材料。由熱電材料制成的熱電器件具有無(wú)污染、無(wú)噪音、體積小、重量輕、安全可靠等優(yōu)點(diǎn)，具有非常廣泛的研究?jī)r(jià)值及應(yīng)用前景[1-2]。熱電材料的轉(zhuǎn)換效率由熱電優(yōu)值z(mì)T=S2σΤ/κ來(lái)衡量。其中σ為電導(dǎo)率，S為Seebeck系數(shù)，κ為熱導(dǎo)率(由電子熱導(dǎo)率κe和晶格熱導(dǎo)率κL兩部分組成)，T為絕對(duì)溫度。

目前，在不同溫區(qū)已有許多經(jīng)廣泛研究的熱電材料，如室溫區(qū)的Bi2Te3[3-5]和MgAgSb[6]，中溫區(qū)的PbTe[7-8]、硅化物[9-12]、填充方鈷礦化合物[13]，以及高溫區(qū)的SiGe合金[14-15]、half-Heusler化合物[16-17]、Yb14MnSb11[18]等。目前，中溫區(qū)熱電材料存在著或熱電優(yōu)值較低，或成本高昂、環(huán)境不友好等問(wèn)題。Mg2(Si, Sn)是用Sn部分取代同族的Si所構(gòu)成的三元金屬間化合物，屬于典型的中溫區(qū)(400 K～800 K)硅化物熱電材料。Mg2(Si, Sn)具有組成元素來(lái)源豐富、無(wú)毒環(huán)保、價(jià)格低廉等優(yōu)點(diǎn)，特別是VA族元素Sb、Bi摻雜的N型Mg2(Si, Sn)基熱電材料的zT值可達(dá)到1.0或以上[10]，因此Mg2(Si, Sn)合金熱電材料在環(huán)境污染問(wèn)題日益凸顯的今天，被視為最有潛力的N型中溫區(qū)熱電材料之一。

近年來(lái)，圍繞N型Mg2(Si, Sn)熱電材料的合成制備、摻雜及成分優(yōu)化、熱電輸運(yùn)機(jī)制等方面已有大量研究。由于Mg元素蒸氣壓較高，高溫時(shí)易揮發(fā)，且會(huì)與常用的封裝容器石英玻璃管間產(chǎn)生化學(xué)反應(yīng)，故Mg2(Si, Sn)熱電材料自發(fā)現(xiàn)至今一直頗受重視的是研究如何在材料制備過(guò)程中精準(zhǔn)控制Mg的含量。目前較為廣泛應(yīng)用的合成方法有感應(yīng)熔煉法[12]、B2O3助熔劑法[9]、鉭管封裝法[10]、機(jī)械合金化法[19]等，但這些方法中普遍采用的高溫?zé)崽幚磉^(guò)程往往會(huì)導(dǎo)致Mg的揮發(fā)。低溫固相反應(yīng)法是將元素粉末混合冷壓后進(jìn)行較低溫度的熱處理，通過(guò)固體中元素的相互擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)材料制備的一種合成方法。由于固相反應(yīng)法避免了高溫熔煉過(guò)程，此方法有希望使Mg元素的揮發(fā)得到抑制，從而獲得較高質(zhì)量且制備可重復(fù)性較好的Mg2(Si, Sn)材料試樣[20]。除此之外，N型Mg2(Si, Sn)合金熱電材料目前的研究絕大部分仍停留在實(shí)驗(yàn)室較小尺寸試樣，對(duì)于規(guī)?；瘧?yīng)用的大尺寸試樣研究鮮有報(bào)道[21]，其可控合成制備方法、熱電性能、均勻穩(wěn)定性等多方面因素均關(guān)系和決定著Mg2(Si, Sn)材料能否真正走向市場(chǎng)化應(yīng)用，故較大尺寸Mg2(Si, Sn)試樣的可控制備和性能研究具有十分重要的研究?jī)r(jià)值。

本研究采用低溫固相反應(yīng)結(jié)合真空熱壓燒結(jié)的方法制備了Mg2(Si, Sn)合金熱電材料試樣，以期有效控制Mg元素的含量，獲得材料較高熱電性能。與此同時(shí)，利用該方法嘗試制備較大尺寸的Mg2(Si, Sn)塊體試樣，并對(duì)其熱電性能及均勻性等進(jìn)行較為系統(tǒng)的分析研究，為Mg2(Si, Sn)材料的規(guī)?；瘧?yīng)用進(jìn)行探索。

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

首先采用低溫固相反應(yīng)法合成Mg2(Si, Sn)小圓片試樣(直徑12.7 mm，厚度2 mm)，為后期研究制備大尺寸試樣做準(zhǔn)備。實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)的合金試樣組分為Mg2Si、Mg2Si0.4Sn0.587Sb0.013、Mg2Si0.4Sn0.5Sb0.1及Mg2Sn，然后再合成Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸合金試樣。實(shí)驗(yàn)原料為高純?cè)豈g粉(99.999%)、Si粉(99.9%)、Sn粉(99.5%)和Sb粉(99.999%)

對(duì)于小塊試樣，在手套箱里按元素化學(xué)計(jì)量比稱量(Mg過(guò)量8%)，經(jīng)過(guò)研磨混合后冷壓成型，真空封裝在石英管中放入箱式爐進(jìn)行低溫固相反應(yīng)。待反應(yīng)完成后，將試樣取出搗碎研磨，然后通過(guò)高溫真空熱壓燒結(jié)得到直徑約為12.7 mm的圓片試樣。

對(duì)于大尺寸試樣，其具體合成工藝為：在手套箱中按元素化學(xué)計(jì)量比稱量(Mg過(guò)量10%)，經(jīng)過(guò)充分研磨混合后冷壓成型，搗碎成小塊放入一端用法蘭密封的墊有石墨紙的鐵質(zhì)圓柱狀容器(內(nèi)徑30 mm，壁厚2 mm)，法蘭封口采用1 mm厚銅片作密封墊片。將該容器放入箱式爐中在873 K進(jìn)行10 h固相反應(yīng)。取出后將其研磨粉碎并球磨細(xì)化，裝入直徑為60 mm的石墨磨具中，通過(guò)973 K、24 MPa、2 h高溫真空熱壓一次成型后，再次研磨粉碎并在973 K、40 MPa、2 h進(jìn)行第二次高溫真空熱壓燒結(jié)，最終獲得直徑約為60 mm、厚度約為12 mm、質(zhì)量約為100 g的Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸圓柱體試樣。隨后根據(jù)圓柱體試樣的對(duì)稱性，采用金剛石線切割機(jī)對(duì)所得大尺寸試樣沿上表面及徑向切出不同位置的9個(gè)10 mm×10 mm×2 mm的方片試樣，如圖1所示，以備進(jìn)行后續(xù)各項(xiàng)成分及性能測(cè)試。

圖1 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015合金大尺寸試樣照片及切割示意圖

采用X射線衍射儀(Rigaku D/MAX02550PC)測(cè)定熱壓燒結(jié)得到的塊體試樣的XRD圖譜，采用SEM(Hitachi S-4800)和EPMA(JEOL JXA-8100)進(jìn)行材料微觀形貌表征和相成分檢測(cè)。采用激光熱導(dǎo)儀(NETZSCH, LFA457)測(cè)量試樣的熱擴(kuò)散系數(shù)D，密度ρ通過(guò)阿基米德法測(cè)量計(jì)算獲得，通過(guò)比較法得到試樣的比熱Cp，材料熱導(dǎo)率的計(jì)算公式為κ=DρCp。用金剛石線切割機(jī)將10 mm×10 mm×2 mm的方片試樣沿對(duì)角線切割出長(zhǎng)度大于12 mm的棒狀試樣進(jìn)行電學(xué)性能測(cè)試。試樣電導(dǎo)率和Seebeck系數(shù)的測(cè)定在實(shí)驗(yàn)室自主設(shè)計(jì)研發(fā)的變溫電學(xué)性能測(cè)試儀上進(jìn)行[22]。該測(cè)試儀的搭建基于四探針?lè)y(cè)試原理，采用安捷倫公司的Agilent 34970A數(shù)據(jù)采集單元，熱電偶類型為K型(Ni/Ni+10%Cr)。在實(shí)際測(cè)量時(shí)，電導(dǎo)率與Seebeck系數(shù)的測(cè)試是分開(kāi)進(jìn)行的，基于四探針?lè)y(cè)試試樣電導(dǎo)率，測(cè)量時(shí)分別通正向和反向電流并記錄電壓值，所得電阻率取兩次測(cè)量平均值以消除材料自身產(chǎn)生的焦耳熱或因環(huán)境存在溫度不平衡而產(chǎn)生的溫差電動(dòng)勢(shì)的影響。在測(cè)量Seebeck系數(shù)時(shí)，試樣通過(guò)輔助加熱器進(jìn)行加熱，由熱電偶測(cè)量試樣兩端的溫差，并測(cè)得試樣兩端由于Seebeck效應(yīng)產(chǎn)生的溫差電壓，根據(jù)“電壓/溫差”計(jì)算出試樣的Seebeck系數(shù)。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 低溫固相反應(yīng)法合成Mg2(Si, Sn)合金熱電材料的研究

圖2為低溫固相反應(yīng)法制備的Mg2(Si, Sn)小圓片試樣的X射線衍射圖譜，其中圖2(a)、2(b)分別對(duì)應(yīng)固相反應(yīng)后的粉末及熱壓燒結(jié)后的圓片。從圖中可以看出，固相反應(yīng)后的粉末中存在Mg和Sn元素的單質(zhì)雜相，而經(jīng)過(guò)熱壓燒結(jié)后的圓片中僅二元Mg2Sn試樣仍能檢測(cè)到Sn雜相，其余試樣均未發(fā)現(xiàn)明顯雜相。Mg2Si0.4Sn0.587Sb0.013和Mg2Si0.4Sn0.5Sb0.1的XRD衍射峰分布在Mg2Si和Mg2Sn的標(biāo)準(zhǔn)峰之間，說(shuō)明通過(guò)該法制備出了連續(xù)固溶體試樣。值得關(guān)注的是，用其他方法[9，10,12,19]制備的Mg2(Si, Sn)合金中難以避免的MgO雜相在低溫固相反應(yīng)合成法獲得的試樣X(jué)RD圖譜中并未被觀察到，說(shuō)明低溫固相反應(yīng)合成法對(duì)于有效抑制MgO雜相的形成有較為顯著的效果。

圖2 Mg2(Si, Sn)試樣的X射線衍射圖譜:(a)固相反應(yīng)后的粉末；(b)熱壓燒結(jié)后的圓片試樣

圖3為低溫固相反應(yīng)法合成的Mg2(Si, Sn)合金試樣的電學(xué)性能隨溫度變化的曲線，圖中以點(diǎn)劃線所連曲線為采用助熔劑法合成的成分相近的試樣[9]作為對(duì)比。圖3(a)給出了Seebeck系數(shù)隨溫度變化的曲線，可以觀察到Mg2Sn的Seebeck系數(shù)存在正值和負(fù)值間的轉(zhuǎn)換，說(shuō)明其隨溫度變化會(huì)發(fā)生P-N型傳導(dǎo)轉(zhuǎn)變。其余試樣在整個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)均呈現(xiàn)N型導(dǎo)電特性，與實(shí)驗(yàn)預(yù)期相符。圖3(b)為電導(dǎo)率隨溫度變化的曲線，四元試樣Mg2Si0.4Sn0.587Sb0.013和Mg2Si0.4Sn0.5Sb0.1的電導(dǎo)率隨溫度升高呈明顯下降的變化趨勢(shì)，表現(xiàn)出簡(jiǎn)并半導(dǎo)體的電輸運(yùn)特性。從圖中曲線對(duì)比可以看出，用低溫固相反應(yīng)法制得的試樣與研究較為成熟的助熔劑法制備的試樣在電學(xué)性能大小及變化趨勢(shì)方面均相近。

圖3 Mg2(Si, Sn)試樣的電學(xué)性能隨溫度的變化：(a)Seebeck系數(shù)；(b)電導(dǎo)率

圖4為Mg2(Si, Sn)合金試樣的熱導(dǎo)率隨溫度的變化曲線。其中，四條點(diǎn)劃線分別為文獻(xiàn)中其它合成方法制備的相似成分報(bào)道的對(duì)比試樣曲線。除Mg2Sn試樣的熱導(dǎo)率隨溫度升高呈現(xiàn)波動(dòng)的變化趨勢(shì)外，其余試樣的熱導(dǎo)率均隨溫度升高而逐漸降低。二元成分Mg2Si和Mg2Sn試樣的熱導(dǎo)率明顯高于形成Si/Sn連續(xù)固溶體從而增強(qiáng)聲子散射對(duì)熱輸運(yùn)產(chǎn)生明顯抑制的四元試樣。圖中用于對(duì)比的試樣所用合成方法分別為機(jī)械合金化、助熔劑、鉭管封裝和感應(yīng)熔煉法，對(duì)比圖中曲線可以看到雖然熱導(dǎo)率的相對(duì)大小存在一定偏差，但整體變化趨勢(shì)相近，且考慮到測(cè)試儀器本身存在相對(duì)誤差，故不同方法制備得到試樣的熱學(xué)性能還是具有一定可比性。

圖4 Mg2(Si, Sn)合金試樣的熱導(dǎo)率隨溫度的變化

使用上述熱電性能參數(shù)計(jì)算得到材料的熱電優(yōu)值z(mì)T隨溫度變化的曲線如圖5所示。試樣的zT值隨溫度升高而增大，低溫固相反應(yīng)法合成的Mg2Si0.4Sn0.587Sb0.013試樣綜合熱電性能與應(yīng)用較為廣泛的助熔劑及鉭管封裝法所得試樣相當(dāng)，高溫時(shí)zT值均在1.0附近。

圖5 Mg2(Si, Sn)合金試樣的熱電優(yōu)值z(mì)T隨溫度的變化

綜上，在工藝參數(shù)進(jìn)一步優(yōu)化的前提下，低溫固相反應(yīng)法可用于制備較高性能的Mg2(Si, Sn)熱電材料，并有望用于制備Mg2(Si, Sn)大尺寸材料試樣。

3.2 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015合金大尺寸試樣成分形貌、熱電性能及均勻性研究

圖6(a)為Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣上切割出的不同部位小方片試樣的X射線衍射圖譜，其中b1、b2、b3為靠近圓柱表面(border)的試樣，c1、c2、c3為沿壓力方向靠近圓柱中心(center)的試樣，m1、m2、m3為中間層試樣(middle)。從圖中可以看出，所有方片試樣的XRD衍射峰均為單峰，且分布在Mg2Si和Mg2Sn的標(biāo)準(zhǔn)峰之間，除了少量MgO外未發(fā)現(xiàn)其他雜相，說(shuō)明本方法制得的試樣為Mg2(Si, Sn)連續(xù)固溶體。試樣中存在微量MgO的原因可能源于為制備均勻大尺寸試樣而采用的多次球磨過(guò)程。圖6(b)和6(c)分別為m3試樣背散射電子相(BSE)及斷面SEM照片，試樣的晶粒尺寸為30～50 μm，晶粒形狀各異，晶粒內(nèi)部相組成較為均勻。斷面SEM圖中試樣的微觀形貌呈現(xiàn)許多片層狀晶粒相互堆疊形成的類臺(tái)階狀結(jié)構(gòu)，這種特殊的微觀形貌對(duì)于增強(qiáng)材料內(nèi)部聲子散射作用從而降低晶格熱導(dǎo)率起著積極的作用。圖中彌散分布的黑色區(qū)域?yàn)榭紫叮f(shuō)明大尺寸試樣的致密度有待進(jìn)一步提升。

圖6 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的物相及形貌：(a)X射線衍射圖譜；(b)m3試樣BSE相；(c)m3試樣斷面SEM照片

不同部位方片試樣的EPMA測(cè)試結(jié)果及各試樣密度數(shù)據(jù)列于表1中。除Sn元素含量比實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)值偏低外，其余元素實(shí)際測(cè)得含量與設(shè)計(jì)值相近。Sn元素的缺失主要源于元素本身較低的熔點(diǎn)導(dǎo)致在固相反應(yīng)過(guò)程中易產(chǎn)生偏聚形成Sn單質(zhì)，在熱壓過(guò)程中被擠到材料表面；同時(shí)金屬Sn較其它脆性粉末更易在球磨過(guò)程中發(fā)生粘壁現(xiàn)象，從而導(dǎo)致其含量的缺失。

為研究大尺寸試樣的成分分布均勻性，需分析不同切割部位方片試樣的致密度及元素含量分布情況，由XRD數(shù)據(jù)精修得到的晶格常數(shù)和EPMA測(cè)量結(jié)果可算得試樣的理論密度平均值為2.96 g/cm3。從表1及圖7可以看出，沿壓力方向由b層向c層，試樣的致密度呈現(xiàn)整體增大的趨勢(shì)，即沿壓力方向越接近試樣中心材料的致密度越高，越靠近試樣表面致密度越低，這是熱壓過(guò)程中試樣中心比邊緣受力更為均勻所致。值得注意的是，和直接合成的小圓片試樣致密度能達(dá)到97%及以上相比，大尺寸試樣的致密度還有待制備工藝的進(jìn)一步完善而得以提升。試樣成分中，Mg和Sb的含量與實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)成分基本相符，且在試樣不同部位(包括徑向及軸向)波動(dòng)較小，說(shuō)明Mg和Sb元素在所制備的大尺寸試樣中分布相對(duì)均勻；而Si/Sn沿壓力方向由b層向c層呈現(xiàn)整體略微上升的趨勢(shì)，這與致密度的變化規(guī)律相似。

圖7 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的致密度(a)及Si/Sn原子計(jì)量比(b)

表1 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的元素的化學(xué)計(jì)量比實(shí)測(cè)值及密度(g·cm-3)

圖8為Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣的電學(xué)性能隨溫度變化的曲線。其中圖8(a)為試樣不同部位電導(dǎo)率隨溫度變化的曲線，圖中點(diǎn)劃線為前文中利用低溫固相反應(yīng)法制得的小塊試樣作為對(duì)比。所有試樣的電導(dǎo)率均隨溫度的升高而下降，溫度在620 K以下時(shí)大尺寸試樣不同部位的電導(dǎo)率和小塊試樣對(duì)比變化趨勢(shì)相近，溫度高于620 K后，大尺寸試樣的電導(dǎo)率下降速率增大，導(dǎo)致高溫區(qū)間其電導(dǎo)率遠(yuǎn)低于小塊對(duì)比試樣。這很可能是因?yàn)榇蟪叽缭嚇又旅芏鹊牟痪鶆蚣觿×烁邷叵翸g元素的揮發(fā)，從而導(dǎo)致試樣載流子濃度大幅降低，表現(xiàn)為電導(dǎo)率急劇下降，這一現(xiàn)象在后文中還會(huì)進(jìn)一步加以闡述。從圖中還可以看出，沿壓力方向靠近大尺寸試樣中心區(qū)域的部分(即c層)電導(dǎo)率高于邊緣部分，這和試樣的致密度分布有著相似的變化規(guī)律，大體上呈現(xiàn)致密度越高電導(dǎo)率也越大的相關(guān)性。

圖8(b)為試樣不同部位的Seebeck系數(shù)隨溫度變化的曲線，在整個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)試樣的Seebeck系數(shù)均為負(fù)值，且絕對(duì)值隨著溫度升高而增大，呈現(xiàn)出與電導(dǎo)率相反的變化趨勢(shì)。不同部位Seebeck系數(shù)雖然存在一定差異，但其偏差較小(最大不超過(guò)4%)，和電導(dǎo)率的差異分布相比幾乎可以忽略不計(jì)，即Seebeck系數(shù)在大尺寸試樣的不同部位呈現(xiàn)出較高的均勻性。

大尺寸試樣不同部位功率因子隨溫度變化的曲線由圖8(c)給出，其變化趨勢(shì)很大程度上受到電導(dǎo)率的影響，在不同部位的分布同樣是沿壓力方向靠近大尺寸試樣中心區(qū)域的試樣功率因子較高。

圖8 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的電學(xué)性能隨溫度變化曲線 (a)電導(dǎo)率;(b)Seebeck系數(shù);(c)功率因子

Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的熱學(xué)性能變化曲線如圖9所示。圖9(a)和9(b)分別為試樣總熱導(dǎo)率及晶格熱導(dǎo)率隨溫度變化的曲線。所有試樣的熱導(dǎo)率均隨溫度升高呈現(xiàn)總體降低的變化趨勢(shì)，晶格熱導(dǎo)率先下降后上升。對(duì)比圖9(a)中的點(diǎn)劃線可看出，中高溫時(shí)大尺寸試樣各不同部位的熱導(dǎo)率和小塊試樣的熱導(dǎo)率保持同一水平。熱學(xué)性能在大尺寸試樣不同部位的變化趨勢(shì)大致相似，存在微小差異但規(guī)律性并不明顯。

圖9 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的熱學(xué)性能隨溫度變化的曲線 (a)熱導(dǎo)率；(b)晶格熱導(dǎo)率

Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣的熱電優(yōu)值z(mì)T隨溫度變化的曲線如圖10所示。在被測(cè)溫度區(qū)間，zT值隨溫度上升呈現(xiàn)先升高后降低的變化趨勢(shì)，在640 K左右達(dá)到最佳性能，符合Mg2(Si, Sn)材料作為典型中溫區(qū)熱電材料的應(yīng)用溫度。大尺寸試樣不同部位的最高zT值達(dá)到0.75，平均zT值為0.66，分別對(duì)應(yīng)小塊試樣的80%和70%，這一實(shí)驗(yàn)結(jié)果對(duì)于規(guī)模化生產(chǎn)得到的較大尺寸試樣而言是一個(gè)很有意義的階段性成果。zT值在大尺寸試樣不同部位的分布具有一定程度的均勻性，其中沿壓力方向靠近試樣中心部位的zTmax平均值最大，如圖10(b)所示。從圖10中還可以清晰看出，大尺寸試樣在高溫區(qū)間zT值的損失較大，這是由于電導(dǎo)率在高溫段發(fā)生陡降現(xiàn)象所致。分析其原因可能為，一方面大尺寸試樣中存在少量MgO，說(shuō)明材料中原本利于電子載流子傳導(dǎo)的間隙Mg等點(diǎn)缺陷含量相對(duì)低于小塊試樣，使得試樣的載流子濃度偏低，溫度上升至本征激發(fā)溫度后多子被少子替代，故電性能變差；另一方面，大尺寸試樣的致密度不夠高，且分布呈現(xiàn)不均勻性，從而可能加劇高溫下Mg元素的不穩(wěn)定揮發(fā)，使得載流子濃度進(jìn)一步降低。故下一步的研究重點(diǎn)考慮集中在如何通過(guò)進(jìn)一步改善工藝參數(shù)及成分優(yōu)化，在保證試樣成分均勻性的前提下將zTmax推到更高的水平。

圖10 Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015大尺寸試樣不同部位的熱電優(yōu)值z(mì)T變化曲線：(a)zT隨溫度變化曲線;(b)zTmax在不同部位的分布圖

4 結(jié) 論

采用低溫固相反應(yīng)結(jié)合高溫真空熱壓燒結(jié)法制備了Mg2(Si, Sn)合金熱電材料，并進(jìn)一步采用該法成功制得了較為均勻的百克級(jí)大尺寸合金試樣Mg2Si0.35Sn0.635Sb0.015(直徑約60 mm，厚度約12 mm)。研究發(fā)現(xiàn)，低溫固相反應(yīng)能有效抑制試樣制備過(guò)程中Mg元素的揮發(fā)，在640 K時(shí)大尺寸試樣不同部位的最高zT值約為0.75，平均zT值達(dá)到0.66，分別為小塊對(duì)比試樣的80%和70%。研究還表明大尺寸試樣的致密度沿壓力方向存在一定規(guī)律性的梯度分布，越靠近試樣中心材料致密度越高，相應(yīng)地其試樣的Si/Sn原子化學(xué)計(jì)量比、電導(dǎo)率及最終的熱電優(yōu)值也有類似變化規(guī)律。