Содержание к диссертации
Введение
Глава I Обзор литературы .11
1.1 Теплофизические свойства соединений Mg2BIV .11
1.2 Электрофизические свойства соединений Mg2BIV 15
1.3 Кинетические эффекты в соединениях Mg2BIV .20
1.4 Твердые растворы между соединениями Mg2Si, Mg2Ge и Mg2Sn .22
1.5 Теплопроводность твердых растворов Mg2Sn1-xGex, Mg2Si1-xGex и Mg2Si1-xSnx . 23
1.6 Явления переноса в твердых растворах Mg2Sn1-xGex, Mg2Si1-xGex и Mg2Si1-xSnx 25
1.7 Твердые растворы Mg2Si1-xSnx p- и n-типа .27
1.8 Основные методы получения твердых растворов Mg2Si1-xSnx 28
1.9 Влияние наноструктурирования на теплофизические свойства термоэлектриков .32
1.10 Выводы и постановка задачи .33
Глава II Термодинамика процессов синтеза материалов на основе Mg2(Si-Sn) механо-активационным методом .35
2.1 Физические механизмы механо-химического сплавления 35
2.2 Применение легкоплавкого компонента для интенсификации механо-активационного взаимодействия в шаровой планетарной мельнице 47
2.3 Объединение возможностей методов механической активации и самораспространяющегося высокотемпературного синтеза 56
2.4 Применение метода механической активации для получения твердых растворов с расширенными границами существования .58
2.5 Расчет энтальпий смешения возникающих в процессе синтеза веществ 59
2.6 Модель образования твердых растворов в процессе механической активации порошков Mg, Si и Sn 64
Глава III Особенности синтеза термоэлектрика Mg2(Si-Sn) p-типа механо-активационным методом 70
3.1 Применение механо-активационного метода для легирования твердых растворов на основе Mg2(Si-Sn) 70
3.2 Исходные материалы и аппаратура .73
3.3 Процессы теплопереноса в планетарной мельнице 75
3.4 Стадии процесса механо-активационного синтеза .80
3.5 Получение объемных материалов горячим прессованием порошков 83
3.6 Выводы 85
Глава IV Экспериментальные исследования теплофизических свойств .86
4.1 Измеряемые параметры и методы измерений .86
4.2 Метод отбора образцов 87
4.3 Аппаратура 89
4.4 Подготовка к измерению .92
4.5 Проведение измерения .94
4.6 Обработка результатов .95
4.7 Сравнение теплофизических свойств полученных различными методами термоэлектриков p-типа с составом Mg2Si0.3Sn0.7 98
Заключение .102
Список литературы
- Теплопроводность твердых растворов Mg2Sn1-xGex, Mg2Si1-xGex и Mg2Si1-xSnx .
- Влияние наноструктурирования на теплофизические свойства термоэлектриков
- Объединение возможностей методов механической активации и самораспространяющегося высокотемпературного синтеза
- Подготовка к измерению
Теплопроводность твердых растворов Mg2Sn1-xGex, Mg2Si1-xGex и Mg2Si1-xSnx .
Увеличение доли Mg2Sn в твердом растворе приводит к снижению температуры плавления, сужению запрещенной зоны и к смещению зазора между зонами проводимости к области инверсии.
Во всех соединениях Mg2BIV подвижность электронов выше подвижности дырок. Это указывает на то, что n-тип термоэлектрического материала будет иметь бльшую добротность, чем р-тип.
Наиболее полно исследованы твердые растворы Mg2Si0.3Sn0.7, Mg2Si0.4Sn0.6и Mg2Si0.6Sn0.4. Материал n-типа впервые был исследован Никитиным et al. в 1961 году [1]. С тех пор этот материал остается в ряду наиболее эффективных термоэлектриков. Созданию термоэлектрического генератора из этого материала помешало только отсутствие подходящей р-пары.
Термоэлектрический генератор состоит из чередующихся кристаллов n- и р-типа, которые называются ветвями. В идеале, ветви должны состоять из одного материала, отличающегося только типом проводимости. В ином случае, коэффициент температурного расширения у разных материалов будет различаться, и потребуются определенные усилия для компенсации этого расхождения.
Материал на основе твердых растворов между соединениями магния с оловом и кремнием р-типа был синтезирован только в 2006 г. Наиболее перспективным у этого твердого раствора для р-типа представляется состав Mg2Si0.3Sn0.7. В этом соединении сочетаются высокая подвижность дырок, большая эффективная масса носителей и наименьшая среди этих соединений ширина запрещенной зоны [46].
Основные методы получения твердых растворов Mg2Si1-xSnx Твердые растворы Mg2Si1-xSnx, как и соединения, на которых они основаны, возможно синтезировать разными способами. Это прямое сплавление исходных веществ в стехиометрическом соотношении двух компонентов [2, 22, 23, 47, 48], механо-активационный метод [49-53], реакция жидкость-твердое тело [54], самораспространяющийся высокотемпературный синтез [55]. Самым распространенным методом синтеза является прямое сплавление. Получение гомогенного твердого раствора Mg2Si1-xSnx прямым сплавлением является непростой технологической задачей. Во-первых, сплавляемые компоненты значительно различаются по плотности. Если в системе имеется много тяжелого олова, то в отсутствие перемешивания будет наблюдаться ликвация компонентов по высоте слитка. Для исключения этого явления осуществляется нагрев непосредственно синтезируемых компонентов электромагнитным полем высокочастотного генератора, которое достаточно эффективно перемешивает расплав. Также возможно применять механическое перемешивание ультразвуком. Во-вторых, при кристаллизации происходит разброс по составу из-за особенности фазовой диаграммы. Как видно из рис.20, фазовая диаграмма исследуемых твердых растворов характеризуется большой разницей между линиями солидуса и ликвидуса и, следовательно, для гомогенизации твердого раствора, полученного методом прямого сплавления, требуется дополнительный длительный отжиг.
Особое внимание следует обратить на влияние избыточного магния на термоэлектрические свойства материала. В работе [56] это было исследовано для силицида магния Mg2Sn. Измерения коэффициента Зеебека показали, что его максимум достигается при избыточном содержании магния 0.01 масс.% от стехиометрического состава (Рис.21).
Чтобы избежать длительного отжига, полученный сплавлением слиток можно размолоть и подвергнуть механо-активационной обработке. Суть механо-активационного метода заключается в создании с помощью механических деформаций механокомпозитов, при достижении слоями которых критической толщины, происходит механическая «активация» твердофазных реакций. Благодаря очень большой площади контакта и небольшому диффузному расстоянию, гомогенизация проходит за меньшее, чем отжиг слитка, время.
Механо-активационным методом можно синтезировать твердые растворы непосредственно из компонентов или веществ. Из литературных источников видно, что этим способом были получены соединения между основными группами элементов. Данный метод становится альтернативой сплавлению, когда температура плавления одного компонента превышает температуру кипения другого. Например, Mo имеет Тпл = 2873К, у Si Ткип = 2893К, так что синтез силицида молибдена возможен только за счет массопереноса атомов компонентов между их твердыми фазами [57-59]. В силициде также магния ТкипMg = 1363К ниже температуры плавления кремния. В работе [63] описан механо-активационный синтез большого количества тугоплавких интерметаллидов. Иногда получить соединение возможно и сплавлением, но мехактивация может значительно упростить процесс [62].
Соединения магния с элементами 4-ой группы и твердые растворы на основе этих соединений также можно синтезировать механо-активационным методом [64-69].
Так же как для синтеза, механо-активационный метод возможно применять и для легирования веществ. Работа с высокоактивными легирующими элементами напрямую может вызывать технологические трудности. В процессе механической активации возможно применять легирующую примесь в виде соединения. В ходе твердофазных реакций примесь может перейти из соединения в основной объём.
Основным недостатком данного метода является загрязнение продукта материалом шаров и стенок аппарата, благодаря длительности взаимного контакта. Также длительно продукт контактирует с атмосферой рабочего объема, в котором проходит синтез. В работе [70] исследовано влияния кислородной атмосферы на синтез различных интерметаллидов. Уровень внедрения кислорода в них составил от 26 до 60 ат.%. В работе [71] показано, как кислород выступает в качестве катализатора синтеза. Он выделяется по границам зерен, что интенсифицирует измельчение материала.
Влияние наноструктурирования на теплофизические свойства термоэлектриков
В ходе механического воздействия площадь контактной поверхности между реагирующими веществами растет сначала в результате механического измельчения, затем достигает максимума и на заключительной стадии синтеза падает из-за расходования реагентов. Области максимума соответствует нанометровый порядок размеров частиц порошка, при этом площадь контакта достигает от одного до нескольких десятков м2/г, а в граничной зоне оказывается существенная по объему часть вещества. Таким образом, эффективность синтеза определяется затратами работы на измельчение и деформацию частиц [93].
«Деформационная» модель исходит из факта в основном неупругого взаимодействия шаров с частицами порошка, когда основная часть подводимой энергии поглощается порошком и ответственна за изменение кристаллической структуры компонентов. В рамках этой модели, подведенная энергия идёт на разрушение частиц, образование новой поверхности, пластическую деформацию частиц и деформационное перемешивание смеси компонентов.
Параметрами, характеризующими процесс, являются энергия, затраченная на создание поверхности или межзеренных границ реагентов (As, Дж/м2), и энергетический выход деформационного перемешивания с образованием продукта (G, моль/МДж) [95].
В работе [96] автор показывает, что при расчетах величин As и G с позиций деформационной модели следует иметь представление о балансе энергии при осуществлении хрупкого разрушения и пластической деформации. На примере моделирования создания границ между зернами в -Fe было показано, что затраты энергии составляют 230 Дж/м2, и что такие значительные энергозатраты обусловлены пластичностью -железа. Границы между зернами в железе построены из дислокаций, которые необходимо создать и затем дать им разрастись в разветвляющиеся скопления. Такое объединение требует перемещения дислокаций на значительное расстояние, превышающее длину самих дислокаций, на что и идёт так много энергии.
В работе [95] автор приводит необходимые расчеты поглощения энергии при пластической деформации -железа. При дислокационном механизме деформации атомами сделано (105:10-20)х1025 шагов в 1 см3, всего же атомов в 1 см3 1022. На каждом шаге атома на линии дислокации вперед на параметр решетки поглощается V0108x10-2810-20Дж.
В работе [97] было проведено моделирование деформационного перемешивания с помощью методов молекулярной динамики. При этом учитывалось изменение энергии как окружения атома, так и его самого. Кроме того, автор также принимает во внимание и то, что помимо деформационного перемешивания необходимо учитывать ещё и процессы диффузии, которые также поглощают энергию деформации. Большое количество границ между фазами и зернами, даже при отсутствии деформаций, может играть роль каналов для переноса атомов реагентов. Кроме того, снижение размеров частиц до 10-910-8 м эквивалентно сокращению пути диффузии (X) и времени проникновения (t) на много порядков величины (t = Х2/D). Т.о. автор приходит к выводу, что в механических реакционных смесях, где коэффициент диффузии (D) близок 10-20 м2/сек наноразмерные частицы становятся диффузионно-прозрачными [97].
В работах [98-99] авторами рассматривается перемешивание компонентов с учетом высоких давлений и давлений со сдвигом. В работе [99] было проведено моделирование высокоэнергетического воздействия в зоне контакта. Показано, что в зоне контакта вещество подвергается воздействию давления со сдвигом, в результате чего формируется фрагментированные слои разуплотнения. В этой области процессы фрагментации и перемешивания компонентов происходят с высокой скоростью. Авторы считают, что развитие фрагментации происходит в два этапа. На первом возникает разориентация смежных участков, на втором – их независимое движение с формированием фрагментированного разуплотненного слоя. Возникновение фрагментированного разуплотненного слоя инициирует массоперенос с интенсивностью, существенно превосходящей таковую у механизмов массопереноса, обусловленных диффузией на микроуровне. Если время контакта очень мало, а энергия воздействия велика, энергонапряженность взаимодействия значительна, и вклад данного механизма может стать определяющим.
Автор в работе [100] предложил альтернативный механизм образования фаз при механо-химическом сплавлении, который напрямую не учитывает механизм диффузии, а вводит понятие «зернограничной» фазы. При взаимодействии двух разных кристаллов или деформации поликристалла движение атомов происходит, главным образом, на границе между фазами. Это приводит к образованию вблизи границы взаимодействия дефектов, сильному перемешиванию атомов на границе и, следовательно, к увеличению её ширины. Расширенная в результате деформации граница может быть представлена как самостоятельная фаза с собственной фазовой диаграммой и значениями термодинамических потенциалов. Такая фаза подобна аморфной фазе, состав которой соответствует усредненному составу соседних зерен. Протекающие при механическом сплавлении превра щения происходят именно в этой «зернограничной» фазе. Её устойчивость по отношению ко всем другим возможным в системе фазам соседствующих зерен (т.е. разницу их свободных энергий) и будет определять конечный фазовый состав сплава. С точки зрения автора, для сплавления исходных веществ при механическом воздействии не требуется достижение температур плавления компонентов, и, следовательно, можно не прибегать к таким понятиям как «контактная температура», «микросварка» или «точечное микроплавление». При механической деформации кристаллитов между границами фаз уже существует жидкоподобная «зернограничная» фаза, и деформация приводит к дополнительному «холодному плавлению» [100] межфазных областей. Если образующаяся «зернограничная» фаза оказывается более стабильной при температуре механохимического синтеза, чем соседствующие фазы, и скорость её образования выше, чем скорость рекристаллизации, то происходит аморфизация сплава. При близости состава «зернограничной» фазы к какому-нибудь соединению, возможно образование этого соединения. Под воздействием механических деформаций происходит постоянное обновление зернограничных поверхностей, и постепенно весь объем материала испытывает превращение в «зернограничную» фазу.
Данная модель термодинамически обосновывает движущие силы процесса механохимического синтеза, что позволяет объяснить экспериментально наблюдающуюся последовательность фазовых превращений. Синтез в модели является результатом действия двух процессов – деформации и релаксации межфазных границ.
Большой интерес представляют результаты экспериментальных исследований явления спонтанного синтеза при комнатной температуре, возникающего при достижении контактирующими частицами исходных компонентов размеров нанометрового порядка [101]. Большое число исследований показывают, что взаимная неравновесная твердофазная растворимость одного элемента в другом становится осуществимой при достижении нанометрового размера зерен. Показано, что у каждой пары элементов существует свой критический размер зерна, с которого начинается спонтанное сплавление при комнатной температуре. Критический размер зависит от теплоты Hmix исходных частиц и возрастает с увеличением этой теплоты. Предполагается, что в наноразмерных частицах дефекты решетки, которые появляются под воздействием растворенного атома, релаксируют значительно легче, чем в микроразмерных частицах, поскольку решетка обладает большей энергией.
Объединение возможностей методов механической активации и самораспространяющегося высокотемпературного синтеза
Для понимания термодинамики процессов, происходящих во время механической активации в шаровой планетарной мельнице, необходимо проанализировать процессы теплопереноса в аппарате.
Энергия вращательного движения мельницы передается веществу через шары и стенки стакана, через которые отводится выделяемая в процессе теплота. Таким образом, повышение температуры при механической активации в планетарных мельницах будет происходить даже без тепловыделения от возможных химических реакций.
Известно, что при движении трущихся друг о друга частиц большая часть совершаемой против сил трения работы выделяется в виде тепла. При пластической деформации частицы также нагреваются. Известно, что при этом более 90% энергии, затрачиваемой на пластическое деформирование, выделяется в виде тепла, а только остальные 10% идут на изменение кристаллической структуры. Для понимания термодинамики механически стимулированных процессов синтеза необходимо оценить локальные и средние температуры, возникающие в шаровой мельнице.
Понятно, что если среднюю температуру возможно измерить напрямую, то для оценки локальной требуются специальные эксперименты. Логично предположить, что локальные температуры зоны разогрева ограничиваются температурами плавления вещества зоны.
В работе [124] автор на основании опытов по изучению образования дислокаций при пластической деформации пришел к выводу, что локальные разогревы в процессе деформации достигают 700С, при этом области разогрева ограничены радиусом порядка одного расстояния между атомами в решетке.
В работе [125] авторы аналитически рассчитывали толщину области локального разогрева в зоне контакта. Они нашли, что при размерах частиц порядка 1 мкм эта толщина имеет значение порядка 5 нм, диаметр области разогрева составляет 10 нм, время реализации – 10-810-9 с. Расчеты показали, что локальные давления достигают величины р 110 ГПа.
Существует большое количество работ с аналитическими расчетами средних и локальных температур в процессе механической активации. Однако эти расчеты дают неоднозначные и трудно проверяемые результаты. Имеется ряд работ, в которых было проведено компьютерное моделирование процессов в шаровой мельнице [126, 127].
В работах [128-130] были произведены расчеты зависимости температуры в шаровой мельнице от диаметра, массы шаров и степени заполнения ими объема стакана. Авторы указали, что степень заполнения рабочего объема активатора шарами влияет на характер их распределения в движении. При заполнении менее 55% объема шары движутся скоплением, а при большем заполнении они «растекаются» по стенке стакана. Изменение характера распределения сопровождается падением значений выделяемого в стакане тепла и, соответственно, температуры. Рекомендуемая производителем используемой в настоящей работе планетарной мельницы степень заполнения составляет 50%. Это показывает верность вышеприведенных оценок: превысив степень заполнения 50%, пользователь аппарата может не получить необходимое для синтеза выделение энергии. Зависимость энерговыделения от коэффициента заполнения стакана имеет максимум, который достигается при заполнении шарами объема на 15%.
В настоящей работе были экспериментально измерены средние температуры в стакане планетарной мельницы при разных коэффициентах заполнения рабочего объема. Действительно, в районе 50% заполнения объема наблюдалось падение энерговыделения, в а районе 15% – его максимум. Измерения проводились с помощью бесконтактным пирометром. Измерялась средняя температура шаров. Зависимость представлена на рис.32.
В работах [128-130] показано, что увеличение диаметра шаров при постоянном коэффициенте заполнения приводит к росту средней температуры.
При небольших степенях заполнения температура почти линейно возрастает с увеличение диаметра шаров. При степени заполнения 10-15% (максимуме энерговыделения) температура равнялась t = 400 С для шаров Ф = 3 мм, t = 455 С для Ф = 5 мм и t = 520 С для Ф = 9 мм. При бльших степенях заполнения средняя температура рабочей области убывает с увеличением диаметра шаров, что связано с уменьшением их общего количества в стакане.
Характер удара и коэффициент трения также оказывают влияние на среднюю температуру. С увеличением коэффициента трения температура растет и достигает максимума при коэффициенте трения, равном 0,6. Дальнейшего роста температуры при повышении коэффициента трения не происходит.
Характер удара может численно описываться с помощью коэффициента упругости лобового удара , который является отношением высоты отскока свободно падающего шара от поверхности к высоте падения. Коэффициент 0 характеризует полностью неупругий удар, 1 – полностью упругий. Этот коэффициент определяется не только материалом шаров, но и свойствами слоя размалываемого материала. Зависимость температуры от коэффициента упругости максимум в интервале 0,55 0,7.
Масса шара определяет его кинетическую энергию и, следовательно, энерговыделение. Масса, в свою очередь, определяется плотностью материала шара. В работах [128-130] был произведен расчет энерговыделения для различных материалов шаров. Минимальное значение температуры разогрева получилось для шаров, изготовленных из железа. Железо имеет относительно высокую теплопроводность и пластичность, что увеличивает отвод тепла от зоны контакта и площадь самой зоны.
Похожие значения температур разогрева были получены для шаров из хрома, которые имеют теплопроводность выше, а площадь зоны контакта при меньше, чем у железа. Наибольшей плотностью обладает карбид вольфрама. У этого материала при этом низкая теплопроводность и низкая упругость, из-за чего площадь пятна контакта уменьшается. Т.о. шары из карбида вольфрама способны создавать самое большее из всех рассмотренных материалов энерговыделение.
В настоящей работе в качестве материала шаров была выбрана подшипниковая сталь ШX-15. Шары из этого материала создают пятно контакта большей площади и обладают меньшей теплопроводностью, чем сделанные из железа. Шары из такой стали обеспечивают энерговыделение несколько выше, чем железные. Важно и то, что это сталь обладает большой износостойкостью.
Количество работ с опытными определениями температур пятен разогрева значительно меньше, чем аналитических. Чаще всего в работах измеряются температуры: температура шаров или стенки стакана. В работе [Р305] авторы измерили термопарой температуру стенки активатора. При допущении, что температуры стенки и порошка равны, авторы установили, что температура порошков равна 300 С.
Обычно расчеты значений локальных параметров строятся на основании какой-либо модели, в которую вводят полученное экспериментально значение средней температуры. В работе [131] авторы измеряли инфракрасный спектр излучений в активаторе непосредственно во время его работы. Было установлено, что среднее значение площади пятен контакта составляет 10-210-4 см2, а время их релаксации длится 10-510-3 с. Установлено, что твердые вещества при размоле
Подготовка к измерению
Результаты измерений термоэлектрических свойств образцов, полученных на описанной выше измерительной установке, представлены в виде температурных зависимостей кинетических коэффициентов. Данные для этого образца сравнивались со значениями, полученными для образца, спрессованного из микропорошка и поликристаллических образцов.
Температурная зависимость коэффициента термоэдс для образцов твердого раствора Mg2Si0.3Sn0.7, полученных тремя различными способами приведена на рис.42. Характер поведения всех трех кривых практически не отличается друг от друга.
На рис.43 приведены температурные зависимости электропроводности. Как видно, абсолютные значения электропроводности образцов, полученных различными способами, близки друг другу, однако их зависимость от температуры несколько отличается.
Температурная зависимость коэффициента термоэдс. 1 – образец, полученный механо-активационным легированием; 2 – образец, полученный из микропорошка; 3- поликристаллический образец
Температурная зависимость коэффициента электропроводности 1 – образец, полученный механо-активационным легированием; 2 – образец, полученный из микропорошка; 3- поликристаллический образец
Согласно результатам измерений на других составах и образцах другого типа проводимости при низких температурах наблюдается экстремум электропроводности при температурах ниже комнатной [135]. Такая зависимость объясняется рассеянием носителей на границах зерен и зависит от концентрации оксида магния в материале. В нашем же случае такой излом не наблюдается. С другой стороны, у образца, полученного механо-активационным легированием, излом присутствует при высоких температурах, что свидетельствует о перераспределении механизмов рассеяния.
Ожидаемый положительный результат от использования нанопорошка при прессовании – снижение теплопроводности по сравнению с поликристаллическим образцом. Однако, как показывают результаты измерений (рис.44), наибольшим тепловым сопротивлением обладает поликристаллический образец. Теплопроводность прессованных образцов оказалась более высокой.
Температурная зависимость коэффициента теплопроводности.1 – образец, полученный механо-активационным легированием; 2 – образец, полученный из микропорошка; 3- поликристаллический образец
График температурной зависимости термоэлектрической добротности, которая определяется описанными выше параметрами, приведена на рис.45. Наибольшая добротность наблюдается на поликристаллическом образце, это связано с низкой теплопроводностью именно в поликристаллической структуре. Возможно, это связано с большей однородностью прессованных материалов.
Температурная зависимость термоэлектрической добротности. 1 – образец, полученный механо-активационным легированием; 2 – образец, полученный из микропорошка; 3- поликристаллический образец
Т.о. можно сделать вывод, что, т.к. не удалось улучшить электрические свойства материала, для повышения добротности необходимо снижать его теплопроводность.
Проведенные исследования позволили построить теоретическую модель механо-активационного синтеза порошков магния, кремния и олова с разбиением процесса на стадии. Была изучена термодинамика происходящих на отдельных стадиях реакций, что позволило определить, что олово, благодаря своей низкой температуре плавления, может значительно повлиять на процессы начальных стадий синтеза и существенно сократить его время.
Процесс механо-активационного синтеза порошков магния, кремния и олова можно разбить на 9 стадий:
В модели отражены физические процессы взаимодействия легкоплавкого, пластичного и хрупкого компонентов, но основное внимание было уделено термодинамике происходящих процессов.
В модели рассмотрено взаимодействие веществ с высокими отрицательными и положительными энтальпиями образования. Данная модель может служить основой для построения моделей синтеза в других системах. С помощью подобной модели, рассмотрев процесс в виде отдельных стадий, становится возможным оптимизировать режимы синтеза и сократить его время.
В работе исследованы теплофизические свойства нового синтезированного термоэлектрика с составом Mg2Si0.3Sn0.7 р-типа, легированного литием.
Проведено сравнение свойств нового материала со свойствами образцов подобного состава, полученных прямым сплавлением с последующим отжигом и полученных прессованием из порошком микрометрового размера. Оказалось, что новый материал имеет такие же значения термоэдс, как поликристаллический, и выше, чем микропорошковый. Электропроводность выше у поликристаллических образцов и совпадает у нового материала с микропорошковым. Теплопроводность полученных образцов оказалась выше теплопроводности остальных материалов, так что термоэлекрическая добротность у нового материала оказалась ниже, чем у ранее полученных.
Примененный в настоящем исследовании На основании этого была разработана новая техника легирования, позволяющая эффективно производить термоэлектрический материал р-типа на основе соединений магния с кремнием и оловом.
