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Fig. 11 Azimuthal scan of the diamond film shown in Fig. 9 ^I・

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pole angle: 2θ= 119.5

⁰

CVD diamond on Si substrate

HPHT Diamond

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ò I CVD diamond

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Fig. 12 (400) Rocking curve of the diamond film

shown in Fig. 9.

6μm

Fig. 1 3 SEM image of a diamond film

synthesized on a Si substrate.

第八章結言

(Znl_xA1JO の熱電特性を調査した。無添加ZnOの導電率は半導体的挙動を示し、一方、(Zn1_xA1x)O( 0くX壬0.05)の導電率は、無添加ZnOの値に比べて室温で三桁以上大きく、金属的挙動を示した。一方、Al203の添加により、ZnOのSeebeck 係数の絶対値の値は減少した。しかし、室温で約100μVK-1から10000Cで約 200

μVK-1 まで、温度上昇に伴い徐々に増大する傾向を示し、その絶対値は適度な値であった。この結果は、Al203 の添加によりキャリア濃度が増大することによって説明できる。ZnO へのAlの固溶は、キャリア濃度とAl・NMRの結果から、(Znl_xAlX)Oでx = 0.005以下であると考えられる。Hall移動度のx依存性は特異である。それは粒子構造に関係しているかもしれない。全てのAl'を添加した試料の出力因子は、室温から10000Cの温度領域で、8・15 ^X10-4 W m-1 K-2の非常に大きな値であった。この値は、これまでに報告された酸化物の値の中で最も大きく、高温用非酸化物新規材料として広く研究されているß-FeSi2やβSiC の値にまさっている。全ての試料の熱伝導率は、室温で約 40 Wm-1K-1から10000C で約 5 W m-1 K-1 まで、温度上昇に伴い減少し、Al203の添加量の増大に伴い減

少した。大きな熱伝導率の値にもかかわらず、x= 0.02の酸化物は、10000Cでz=

0.24 ^x10・3 K-1" ZT = 0.30の値に達した。この酸化物の非常に高い熱電性能は、

この酸化物中の ( 金属)-( 酸素)結合がかなり共有結合性が

請

^{いことが原}

因

^で、キ

ャリア移動度が高い値となるためと考えられる。 (Zn以Alx)Oの熱伝導率の値は、

他の熱電材料と比較してかなり大きしまた、フォノン熱伝導率が (Znl_�X)O の全熱伝導率中の主要な寄与であることが明らかにされた。したがって、いく

つかの事例で効果的であることが証明されている、電気的特性に深刻な影響を与えることなくフオノン熱伝導率を減少させる手法を適用1できれば、(Znl_�X)O の無次元性能指数の値はさらに改善すると予想される。

次に(ZnO.98Mo.02)O(M = Al， Ga， In)の熱電特性を調査した。ZnOへの13族元素の添加により、導電率は著しく増大し、Seebeck係数の絶対値の減少は大きくないので、出力因子が増大する結果となった。これらの試料の導電率の値は、

Al >Ga>In > > 無添加ZnO となった。この序列は、キャリア濃度とHall移動度の結果と一致する。GaまたはIn のドーピングにより、フォノン熱伝導率の低減による熱伝導率の抑制に成功した。その結果、GaまたはIn をドープした試料の性能指数は、出力因子の減少にも関わらず、6000CまでNをドープした試料

と同等であった。効果的なキャリアドーピングと熱伝導率の抑制の両立が ZnO 系熱電材料の性能指数の改善に要求される。

(Znl_yMgY)l_xAlxOの輸送特性及び熱電性能を調査し、ZnO.へのMgOの添加が、

フォノン熱伝導率を低減させることによる熱伝導率の減少に効果的であることが明らかとなった。けれども、ZnO.9gAlO.020 の導電率の値はMgO の添加量の増大に伴って減少した。一方、Seebeck係数の値はほとんど変化しなかった。Hal1 係数の結果から導電率の減少はキャリア移動度の減少が原因であることがわかった。(Zno.9Mgo.1)OへのAl203の過剰の添加は導電率の回復につながらなかった。

したがって、出力因子の値はZnO.9gAlO.020の出力因子の値より小さい。性能指数の値は、ZnO に Al を添加した試料より小さいけれども、熱伝導率の著しい減少がZnO格子に点欠陥を導入することにより実現された。

Chevrel型硫化物 AMo6Sg ( A ⁼Fe， Ni， Ag， Zn， Sn， Pb， Cu) の熱電特性を調査した。

大部分の試料の導電率の値は、室温から10000Cまでの温度領域で、102.5S cm-1 <

σく10 3S cm・1であり、 AgMo6Sgは2500Cまでの温度領域で最も高い値を示した。

全ての試料の Seebeck 係数の値は正であり、 p形伝導であることがわかる。

AgMo6SgのSeebeck係数が全ての試料のなかで最も小さな値を示した。 AgMo6Sg が最も高い導電率と最も低いSeebeck係数を示すのは、 AgMo6Sgのhole濃度が他の試料より高いためかもしれない。出力因子の最大値は SnMo6Sg の8000Cにおける約1.7^x10・4 W m-1 K-2 であった。全ての試料の室温における熱伝導率の値は1 Wm-1K-1くK< 2 Wm-1K-1であり、温度上昇に伴い増大した。SnMo6S8の性能指数が全ての試料のなかで最も高い値であった。Chevrel 型化合物の出力因子の値を A元素の選択により改善できれば高い熱電特性を有

す

^{る材料とな奇可能性}

がある。

TMB をボロン源として、ボロンドープダイヤモンド膜を(100) ダイヤモンド上に、マイクロ波プラズマ CYD 法によって合成した。基板温度と反応物質濃度は、以前の研究結果で得られた結果をもとに固定し、反応器中の合成圧力を変化させて、表面形態及び電気的特性の合成圧力依存性を調査した。合成したボロンドープダイヤモンド膜のモルフォロジーと電気的特性は、合成圧力の増大により改善された。室温におけるHall移動度の値は合成圧力が10.冗Pa のとき、 760 cm2y-ls-lの最大値となった。このHall移動度の値は、B2H6 をボロン源として合成したボロンドープダイヤモンド膜で得られる値と同等である。

マイクロ波プラズマCYD法により、配向性ダイヤモンド膜をMgO(100)基板

上に作製した Ir膜の上に合成した。Ir基板にバイアス処理を行い、最適条件を調査した。バイアス処理時聞は、最終的に形成されるダ《ヤモンド膜の質に影響を及ぼした。ダイヤモンド粒子を、まずく100>方向に成長させ、それからく111>

方向に成長させた。く111>成長段階は、(100)ダイヤモンド膜を合成するために不可欠である。Ir基板上に合成したダイヤモンド膜の(400)rocking curveの半値幅は0.16 0であり、この値は高圧合成ダイヤモンドの値に近く、またSi基板上に合成した平滑ダイヤモンド膜の値よりかなり小さい。けれども、Ir基板上に合成したダイヤモンド膜の一部にはダイヤモンドの欠けた多数の孔があった。

ドキュメント内固体半導体機能材料の電気的及び熱的輸送特性の制御 (ページ 72-78)