Experimenteller Beweis einer Größe

Wissenschaftliche Berichte Band 13, Artikelnummer: 8290 (2023) Diesen Artikel zitieren

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Details zu den Metriken

Der elektrische Transport in Bismut-Nanodrähten wird stark von der Probengeometrie und der Kristallinität beeinflusst. Im Vergleich zu massivem Wismut wird der elektrische Transport in Nanodrähten durch Größeneffekte dominiert und durch Oberflächenzustände beeinflusst, die mit zunehmenden Oberfläche-Volumen-Verhältnissen, also mit abnehmendem Drahtdurchmesser, zunehmend an Bedeutung gewinnen. Wismut-Nanodrähte mit maßgeschneidertem Durchmesser und Kristallinität stellen daher hervorragende Modellsysteme dar, die es ermöglichen, das Zusammenspiel der verschiedenen Transportphänomene zu untersuchen. Hier präsentieren wir temperaturabhängige Messungen des Seebeck-Koeffizienten und des relativen elektrischen Widerstands paralleler Wismut-Nanodraht-Arrays mit Durchmessern zwischen 40 und 400 nm, die durch gepulste Elektroplattierung in Polymervorlagen synthetisiert wurden. Sowohl der elektrische Widerstand als auch der Seebeck-Koeffizient weisen eine nichtmonotone Temperaturabhängigkeit auf, wobei sich das Vorzeichen des Seebeck-Koeffizienten mit abnehmender Temperatur von negativ nach positiv ändert. Das beobachtete Verhalten ist größenabhängig und wird auf Einschränkungen der mittleren freien Weglänge der Ladungsträger innerhalb der Nanodrähte zurückgeführt. Der beobachtete größenabhängige Seebeck-Koeffizient und insbesondere der größenabhängige Vorzeichenwechsel eröffnen einen vielversprechenden Weg für Einmaterial-Thermoelemente mit p- und n-Beinen aus Nanodrähten mit unterschiedlichen Durchmessern.

Das seit dem 18. Jahrhundert bekannte Element Wismut (Bi) weist aufregende und faszinierende Eigenschaften auf, die noch heute untersucht werden1,2. Seine Verbindungen sind auf dem Gebiet der Thermoelektrik besonders interessant und haben in jüngster Zeit im jungen Forschungsgebiet der topologischen Isolatoren Aufmerksamkeit erregt, wo gezeigt wurde, dass Bi möglicherweise zur Klasse topologischer Materialien höherer Ordnung gehört, was beweist, dass dies bei elektrischen Transportprozessen von Bismut der Fall ist immer noch nicht ganz aufgeklärt2,3,4. Dies gilt insbesondere für niedrigdimensionale Systeme wie Nanodrähte, bei denen zusätzliche Größeneffekte und Oberflächenzustände die Transporteigenschaften beeinflussen können5,6,7,8.

Bulk Bi ist ein Halbmetall mit einer stark anisotropen Fermi-Oberfläche. Es besitzt eine niedrige Ladungsträgerkonzentration (~ 1017 cm−3) und eine kleine effektive Masse7,9. Die mittlere freie Weglänge der Ladungsträger beträgt bei Raumtemperatur etwa 100 nm und bei 4,2 K bis zu 400 µm10,11. Daher treten endliche Größeneffekte, z. B. die Streuung von Ladungsträgern an Korngrenzen oder an der Oberfläche in Nanodrähten, die durch Modelle von Mayadas und Shatzkes sowie Fuchs-Sondheimer und Dingle beschrieben werden, bereits bei relativ großen Nanodrahtdurchmessern auf12,13,14, 15. Aufgrund der geringen effektiven Masse der Ladungsträger ist auch die Fermi-Wellenlänge von Bi mit ~ 40 nm bei Raumtemperatur recht groß6. Wenn die geometrischen Abmessungen des Materials ähnlich sind, kann dies zu sogenannten Quantengrößeneffekten führen, die die elektronische Zustandsdichte und damit die elektronischen Transporteigenschaften des Materials beeinflussen5,6,16. Aufgrund der Veränderungen in der elektronischen Bandstruktur kommt es in Bi-Nanodrähten auch zu einem Halbmetall-Halbleiter-Übergang als Funktion des Nanodrahtdurchmessers. Abhängig von der Kristallorientierung erfolgt der Übergang bei Durchmessern von ~ 40 bis 55 nm Durchmesser bei 77 K8,17.

Die vorhergesagten Quantengrößeneffekte erregten das Interesse der Thermoelektrik-Community, da sie eine Möglichkeit zu bieten schienen, den Seebeck-Koeffizienten (S), d Schüttgut7,16,18,19. Die ursprünglich prognostizierten Gewinne konnten jedoch nicht realisiert werden und neuere Berechnungen von Cornett et al. Die Berücksichtigung des Beitrags mehrerer Teilbänder zum Transport zeigte, dass Gewinne im Leistungsfaktor nur für noch dünnere Nanodrähte mit Drahtdurchmessern kleiner als 17 nm erzielt werden konnten20. Berechnungen von Kim et al. Die Anwendung des Landauer-Formalismus zeigte auch, dass zwar der Seebeck-Koeffizient pro Modus durch eine geringere Dimensionalität verbessert werden kann, eine große Packungsdichte von Nanodrähten mit kleinen Durchmessern jedoch erforderlich ist, um diesen Vorteil zu realisieren21. Auch wenn der Seebeck-Koeffizient ansteigen kann, nimmt bei diesen kleinen Drahtgrößen die elektrische Leitfähigkeit aufgrund einer stärkeren Empfindlichkeit gegenüber Ladungsträgerstreuungsmechanismen und -geometrie ab, wodurch möglicherweise keine Gesamtsteigerung des Leistungsfaktors erzielt werden kann22. Darüber hinaus könnten selbst die für Durchmesser kleiner als 10 nm theoretisch vorhergesagten Zuwächse des Seebeck-Koeffizienten aufgrund erheblicher Beiträge der Oberflächenzustände zum elektrischen Transport innerhalb von Bi nicht realisiert werden. Da das Verhältnis von Oberfläche zu Volumen bei Nanodrähten extrem hoch sein kann, wird erwartet, dass auch Effekte aufgrund des Oberflächentransports erheblich zu den gesamten Transporteigenschaften von Nanodrähten beitragen23. Es sind metallähnliche Oberflächenzustände für niedrig indizierte Ebenen in Bi bekannt, wodurch die Oberfläche ein erheblich besseres metallisches Verhalten als die Masse aufweist9. Inwieweit auch topologische Oberflächenzustände in Bismut dazu beitragen könnten, wird noch untersucht2,3,4. Im Allgemeinen können sich beide Arten von Oberflächenzuständen metallähnlich verhalten und dadurch einen Anstieg des Seebeck-Koeffizienten verhindern3. Um weitere Einblicke in die besondere Kombination einzigartiger Transportprozesse mit entgegengesetzten Beiträgen zum Seebeck-Koeffizienten und zum elektrischen Widerstand zu gewinnen, stellen Bi-Nanodrähte mit maßgeschneiderten Durchmessern von der Masse bis hin zu wenigen Nanometern und kontrollierter Kristallinität ein einzigartiges Modellsystem zur Untersuchung der Wechselwirkung und des Zusammenspiels dar dieser unterschiedlichen größenabhängigen Prozesse.

Im Laufe der Jahre wurden mehrere Herstellungsmethoden für Bi-Nanodrähte entwickelt, darunter Hydro- und Solvothermalsynthese, spannungsinduziertes Wachstum, Dampf-Flüssig-Feststoff-Methoden, der Taylor-Prozess und die sogenannte Template-Methode, die hier angewendet wird24,25,26,27 ,28,29,30,31,32. Bei der Schablonenmethode wird zunächst eine Form vorbereitet, die anschließend mit dem gewünschten Material gefüllt wird. Dies ermöglicht eine hervorragende Kontrolle der geometrischen Parameter der Proben, wie z. B. Nanodrahtdurchmesser, Dichtezahl und Ausrichtung der Nanodrähte, die durch die Eigenschaften der Host-Matrize bestimmt werden, während der Füllprozess Zusammensetzung, Kristallinität, Kristallorientierung und Länge bestimmt31,32,33.

Die am häufigsten zur Herstellung von Nanodrähten verwendeten Templatmaterialien sind entweder poröses anodisches Aluminiumoxid (AAO) oder ionenspurgeätzte Polymermembranen33,34. Die Aluminiumoxid-Vorlagen ermöglichen normalerweise die Herstellung längerer Nanodrähte (> 120 µm), die in hexagonalen Mustern angeordnet sind. Andererseits sind die in dieser Arbeit verwendeten Polymermembranen chemisch beständiger und ermöglichen daher die Verwendung einer größeren Vielfalt an Elektrolyten, die von stark sauren bis hin zu alkalischen Lösungen reichen. Auch die Entfernung des Polymers lässt sich einfacher erreichen, ohne die Nanodrähte zu beschädigen. Es ist bekannt, dass die zum Auflösen von AAO erforderlichen alkalischen Lösungen die Oberfläche der Nanodrähte oxidieren, wohingegen Membranen aus Polycarbonat (PC) mit organischen Lösungsmitteln entfernt werden können, die in den meisten Fällen die Oberfläche der Drähte nicht angreifen. Darüber hinaus ist die Wärmeleitfähigkeit von Polymermembranen geringer als die von AAO, was thermoelektrische Transportmessungen und spätere Anwendungen einfacher macht35,36. Zu den für AAO oder Polymer-Templates entwickelten Porenfüllmethoden gehören chemische Gasphasenabscheidung, Druckinjektion oder Galvanisierung. Die potentiostatische Elektroabscheidung von Bi wurde in der Vergangenheit von unserer Gruppe und anderen für die Synthese von Nanodraht-Arrays 11, 12, 37, 38, 39 verwendet. Kürzlich haben wir berichtet, dass Pulse Plating zu einem homogeneren Wachstum von Bi-Nanodraht-Arrays über größere Ablagerungsbereiche führt, wenn das Potential periodisch zwischen einem Reduktionspotential (Einschaltzeit) und einem Potential, bei dem keine Reaktion stattfindet (Ausschaltzeit), umgeschaltet wird31 ,32,39. In diesem Fall wurde für parallele Nanodraht-Arrays ein homogenes Wachstum sowohl bei 22 °C als auch bei 40 °C unter Verwendung eines Elektrolyten auf Wasserbasis ohne bzw. mit organischen Zusätzen erzielt31,32. Im Fall von 3D-verbundenen Nanodrahtnetzwerken haben wir kürzlich berichtet, dass die Zugabe eines kleinen Prozentsatzes an organischem Tensid (~ 1‰) zum Elektrolyten notwendig war, um ein homogenes Wachstum und eine Füllung der miteinander verbundenen Nanokanäle über die gesamte Abscheidungsfläche zu erreichen. Es ist bekannt, dass die Zugabe organischer Additive die Kristallinität der Ablagerungen erheblich beeinflussen kann40. In dieser Arbeit untersuchen wir systematisch, ob die Zugabe von Tensid zum Elektrolyten die Kristallinität, Morphologie sowie den Seebeck-Koeffizienten und den elektrischen Widerstand von Bi-Nanodraht-Arrays beeinflusst. Parallele Anordnungen von Bi-Nanodrähten mit Durchmessern zwischen 30 und 400 nm werden in ionenspurgeätzten Polycarbonat-Vorlagen durch gepulste Elektroabscheidung bei 22 °C ohne Tensid und bei 40 °C mit Tensid hergestellt. Die Morphologie und Kristallinität der Drähte nach dem Galvanisieren werden auch anhand von Rasterelektronenmikroskopie- (SEM), Röntgenbeugungs- (XRD) und Transmissionselektronenmikroskopie- (TEM) Daten diskutiert. Anschließend werden ihr Seebeck-Koeffizient und ihr elektrischer Widerstand als Funktion des Drahtdurchmessers und der Temperatur gemessen. Diese Ergebnisse zeigen experimentelle Beweise für den größenabhängigen Vorzeichenwechsel des Seebeck-Koeffizienten, wie zuvor von Murata et al. vorhergesagt. al.47.

Die galvanische Abscheidung von Nanodrähten in den Nanokanälen von geätzten Polycarbonat-Ionenspurmembranen hängt von vielen Parametern ab, darunter Spannung (U), Temperatur (T) und Elektrolytzusammensetzung sowie den geometrischen Eigenschaften des Templats, wie Nanokanaldurchmesser und Länge , Dichte und Orientierung31,32,33,42. Um anschließend systematische Transportmessungen, z. B. als Funktion des Nanodrahtdurchmessers, durchführen zu können, ist daher eine gründliche systematische Strukturcharakterisierung der galvanisch abgeschiedenen Nanostrukturen erforderlich.

Die Proben wurden durch gepulste Elektroplattierung von Bi aus einer wässrigen Lösung in die Poren einer ionenspurgeätzten Polymermembran unter Verwendung zweier verschiedener Parametersätze hergestellt: (i) bei 22 °C ohne Zugabe des Tensids Dowfax 2a1 und (ii) bei 40 °C °C durch Zugabe von einem Tensid Dowfax 2a1 pro Meile zum Elektrolyten. Die Elektroabscheidungskurven und die anschließende Charakterisierung der Nanodrähte durch Röntgenbeugung (XRD) zeigten, dass Unterschiede in der Kristallstruktur der Nanodrähte hauptsächlich durch den Unterschied in der Beschichtungstemperatur verursacht wurden, während die Zugabe von Tensid in so geringen Mengen keinen Einfluss hatte ihre Textur. Aus Gründen der Übersichtlichkeit beziehen wir uns daher auf die beiden Prozesse, indem wir die Abscheidungstemperatur angeben. Weitere Einzelheiten finden Sie in den ergänzenden Informationen Abb. S1 und S2.

Abbildung 1 zeigt repräsentative Rasterelektronenmikroskopbilder (REM) von Bi-Nanodraht-Arrays mit einem Durchmesser von ca. 100 nm, die bei 40 °C galvanisch abgeschieden wurden. Nach dem Entfernen der Polymermatrix können die Drähte ihr Gewicht nicht mehr tragen und kollabieren aufeinander, wodurch tipiartige Strukturen entstehen, die die Flexibilität und Länge der gewachsenen Nanodrähte gut zur Geltung bringen (Abb. 1a). Im Allgemeinen weisen die zylindrischen Nanodrähte sowohl glatte Teile als auch Abschnitte mit ausgeprägten Vertiefungen auf. Solche Einkerbungen waren zuvor bei Bi2Te3-Nanodrähten beobachtet worden, die bei hohen Überspannungen galvanisch abgeschieden wurden41. Bei kleineren Überspannungen werden glattere Nanodrähte erwartet.

Repräsentative REM-Bilder von Bi-Nanodraht-Arrays (Länge ~ 30 µm, Drahtdurchmesser ~ 100 nm), gewachsen mit Tensid bei 40 °C.

Abbildung 2 zeigt die XRD-Muster, die in Reflexion von Bi-Nanodraht-Arrays mit verschiedenen durchschnittlichen Drahtdurchmessern, eingebettet in Polymer, aufgezeichnet wurden. Hier wird die hexagonale Schreibweise mit einem „.“ angewendet. anstelle von „i“, das durch i = − (h + k) berechnet werden kann, und alle Diffraktogramme sind auf die {11.0}-Reflexion normiert. Vor den XRD-Messungen wurde der Au-Kontakt auf dem Templat mit Lugols-Jodlösung entfernt. Alle Proben besitzen eine starke {11.0}-Textur, dh eine Vorzugsorientierung der Kristalle mit {11.0}-Ebenen senkrecht zur Drahtachse. Nanodrähte mit großem Durchmesser weisen eine größere Anzahl von Reflexionen auf. Mit abnehmendem Drahtdurchmesser nimmt die Intensität der {10.4}-Reflexion relativ zur {11.0}-Reflexion zu, während andere Reflexionen verschwinden (z. B. {10.2}{12.2}, {20.2}). Für die kleinsten Nanodrähte mit 60 nm Drahtdurchmesser werden nur zwei Reflexionen, {10.4} und {11.0}, beobachtet. Dieser Trend ist sowohl bei Proben, die bei 22 °C (Abb. 2b) als auch bei 40 °C (Abb. 2c) gezüchtet wurden, zu beobachten, wobei die {10,4}-Reflexion bei bei 40 °C gezüchteten Proben weniger ausgeprägt ist, was durch die schnellere Reaktion erklärt werden kann Wachstum der Nanodrähte bei dieser Temperatur (Abb. 6). Zum Vergleich: Bi-Nanodrähte, die von Cassinelli et. al. zeigten bei Verwendung der gleichen Elektrolytzusammensetzung ohne Tensid und Anlegen des gepulsten Potentials von UON = −220 mV, tON = 20 ms, UOFF = −150 mV, tOFF = 100 ms vs. SCE bei Raumtemperatur ebenfalls einen {11,0} Textur, aber mit deutlich höherer Intensität für die {01.2}-Reflexionen.32 Die breite Bande und Reflexion, die bei Winkeln zwischen ~ 30° und 37° sichtbar ist, ist auf das Si-Substrat auf dem Probenhalter zurückzuführen.

(a) Schematische Darstellung der XRD-Messungen in Reflexion. Diffraktogramme von Bi-Nanodraht-Arrays mit unterschiedlichen durchschnittlichen Nanodraht-Durchmessern, gewachsen bei 22 °C (b) und 40 °C (c). Die entsprechenden durchschnittlichen Drahtdurchmesser sind auf der rechten Seite angegeben. Unten werden Pulverreferenzdaten angezeigt, die auf Simulationen von VESTA unter Verwendung von Kristallstrukturdaten von P. Cucka und CS Barrett basieren62,63.

Die Kristallinität von Drähten mit 80 nm Durchmesser wurde zusätzlich durch Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) und selektive Flächenelektronenbeugung (SAED) untersucht. Repräsentative Bilder sind in Abb. S3 in den Zusatzinformationen dargestellt. Für beide bei 22 und 40 °C gewachsenen Nanodrähte wurden mehrere µm lange einkristalline Abschnitte beobachtet. Diese Ergebnisse bestätigen, dass die angewandten gepulsten Beschichtungsbedingungen, die sorgfältig ausgewählt wurden, um die Diffusion des Elektrolyten in Richtung der Arbeitselektrode während der AUS-Pulse zu verbessern, zu einem nahezu einkristallinen Wachstum führten und eine Kornverfeinerung verhinderten. Es ist jedoch zu beachten, dass Nanodrähte mit größerem Drahtdurchmesser aus einer größeren Anzahl von Körnern mit unterschiedlichen Orientierungen bestehen können, wie die zusätzlichen Reflexe in den Diffraktogrammen zeigen42,43,44,59. Im Allgemeinen besitzen die Drähte eine Textur mit Korngrenzen mit kleiner Drehung zwischen den Körnern. Die aus SAED-Mustern ermittelten Wachstumsrichtungen entlang der Drahtachse stimmen mit den in der XRD beobachteten Richtungen überein. Zusammenfassend lässt sich sagen, dass die Zugabe von Tensid zwar keinen signifikanten Einfluss auf die Nanodrähte hatte, der Einfluss von Porendurchmesser und Temperatur auf die Kristallinität der Drähte jedoch nachgewiesen wurde und bei der Interpretation der Seebeck-Messungen berücksichtigt wird.

Um den elektrischen Widerstand und den Seebeck-Koeffizienten zu messen, wurden die in die PC-Matrix eingebetteten Nanodrähte in einem speziell angefertigten Aufbau platziert, wie in Abb. 319, 45, 46 dargestellt. Jede Probe (schwarze Drähte eingebettet in das grüne Polymer) ist mit zwei Au-Schichten (gelbe Schichten) versehen, eine auf jeder Seite, und durch zwei Kupferblöcke (orange) elektrisch kontaktiert, was die Bestimmung des elektrischen Widerstands durch I–V-Messungen ermöglicht . Zur Messung des Seebeck-Koeffizienten wird eine Temperaturdifferenz ΔT (Ta – Tb) zwischen den beiden Kupferblöcken, also entlang der Nanodrähte, erzeugt und die erzeugte Thermospannung VTh gemessen. Der Seebeck-Koeffizient der Nanodraht-Arrays wird anhand der gemessenen Thermospannung VTh und der Temperaturdifferenz ΔT zwischen Ober- und Unterseite berechnet. Weitere Einzelheiten finden Sie im experimentellen Teil.

Schematische Darstellung des Aufbaus zur Messung des Seebeck-Koeffizienten und des relativen elektrischen Widerstands19,45,46.

Abbildung 4 zeigt den Seebeck-Koeffizienten als Funktion der Temperatur von Bi-Nanodraht-Arrays mit Durchmessern zwischen 40 und 400 nm, galvanisch abgeschieden (a) bei 22 °C und (b) bei 40 °C. Bei 300 K ist der Seebeck-Koeffizient aller Proben negativ, wie für Bi vom n-Typ erwartet, und hängt vom Nanodrahtdurchmesser ab. Abbildung 4a, b belegen, dass bei den meisten Proben der Absolutwert von S mit abnehmender Temperatur abnimmt und bei einer Temperatur Tnp einen Vorzeichenwechsel von positiv nach negativ zeigt. Die bei 22 °C gewachsenen Drähte mit einem Durchmesser von 400 nm sind die einzige Probe, die innerhalb des gemessenen Temperaturbereichs keinen Vorzeichenwechsel aufwies. Dementsprechend ist, wie in Abb. 4c gezeigt, bei 60 KS für alle Proben mit Ausnahme der Nanodrähte mit 400 nm Durchmesser positiv. Ein Vorzeichenwechsel des Seebeck-Koeffizienten in Bi-Nanodrähten wurde auch von anderen Gruppen beobachtet.5,41,49,50,51 In den meisten Fällen steigt S nach dem Vorzeichenwechsel zunächst an, bevor es mit sinkender Temperatur wieder gegen Null geht. Abbildung 4c zeigt das bei 300 K gemessene S als Funktion des Nanodrahtdurchmessers für die Proben, die bei 22 °C (schwarze Quadrate) und bei 40 °C (grüne Quadrate) gezüchtet wurden. Die bei 60 K gemessenen S-Werte sind ebenfalls aufgetragen (blaue bzw. rote Symbole), was eine nichtmonotone Abhängigkeit vom Nanodrahtdurchmesser zeigt. Für alle Nanodrahtdurchmesser sind die Werte bei 300 K niedriger als die gemeldeten maximalen Massenwerte, die bei 300 K in der Größenordnung von –120 µV/K für die trigonale Richtung und etwa –60 µV/K für die binäre und halbierende Richtung liegen47 . In Anbetracht der Tatsache, dass die Nanodrähte eine starke Textur entlang der (11.0)- und/oder (10.4)-Richtung anstelle einer der Hauptrichtungen aufweisen, stimmen die gemessenen S-Werte in angemessener Weise mit den Werten überein, die in der Literatur für andere Bi-Nanodrähte angegeben sind. Diese Werte liegen typischerweise zwischen –20 und –80 µV/K bei 300 K, je nach Ausrichtung und Drahtdurchmesser.7,19,41,48,49 Der S-Wert steigt zunächst an, wenn der Drahtdurchmesser von 400 nm auf 140 nm verringert wird. und nimmt dann für Nanodrahtdurchmesser von 140 nm auf 30 nm ab. Für Nanodrähte mit Durchmessern größer als ~ 140 nm (dh größer als die kritische Längenskala) sind Quantengrößeneffekte nicht zu erwarten und daher ändert sich weder die Bandkanten- noch die Fermi-Energie7,20,22. Die Abnahme von S bei größeren Durchmessern ist bei bei 22 °C gewachsenen Drähten stärker ausgeprägt, bei denen anhand der XRD-Messungen auch stärkere Veränderungen in der Textur festgestellt wurden13,14,15,41.

Seebeck-Koeffizienten von Bi-Nanodraht-Arrays, hergestellt (a) bei 22 °C und (b) bei 40 °C, als Funktion der Temperatur. Linien zwischen Datenpunkten dienen als Orientierungshilfe. (c) Seebeck-Koeffizient als Funktion des Nanodrahtdurchmessers bei 300 K (schwarze Quadrate und grüne Dreiecke) und bei 60 K (rote Kreise und blaue Rauten) Umgebungstemperatur. (d) Übergangstemperatur (negativ zu positiv S) als Funktion des Drahtdurchmessers. Die Grafik enthält auch theoretische Werte aus der Arbeit von Murata et al. (grün)41,45.

Abbildung 4c, d belegen, dass der absolute Seebeck-Koeffizient bei 300 K abnimmt und sich Tnp mit abnehmendem Drahtdurchmesser zu höherem T verschiebt. Dieses Verhalten wurde theoretisch von Murata et al. vorhergesagt. für Bi-Drähte, die entlang der Winkelhalbierenden ausgerichtet sind41. Murata et al. untersuchten, wie sich die Begrenzung der mittleren freien Weglänge von Ladungsträgern in Nanodrähten aufgrund zunehmender Streuung an der Nanodrahtoberfläche auf die Beweglichkeit der Ladungsträger und damit auf den spezifischen elektrischen Widerstand und den Seebeck-Koeffizienten auswirkt41. Im Gegensatz zu Quantengrößeneffekten werden endliche Größeneffekte aufgrund von Oberflächenstreuung bereits bei relativ großen Drahtdurchmessern in Bi erwartet, da die mittlere freie Weglänge für Elektronen und Löcher für reines Bismut vergleichbar ist und bei Raum in der Größenordnung von 100 nm liegt Temperatur10,11.

Laut Murata et al. Der Seebeck-Koeffizient für Bi-Nanodrähte kann berechnet werden durch

wobei S der gesamte Seebeck-Koeffizient, Se und Sh der Seebeck-Koeffizient von Elektronen bzw. Löchern und b = µe/µh das Verhältnis der Beweglichkeiten von Elektronen und Löchern ist. Die Beweglichkeiten hängen von der Temperatur, dem Drahtdurchmesser und der Kristallorientierung ab. Während für die trigonale Richtung z. B. ein geringer Einfluss des Drahtdurchmessers auf den Seebeck-Koeffizienten und kein Vorzeichenwechsel mit abnehmender Temperatur zu beobachten ist, wird für die Winkelhalbierende-Orientierung ein abnehmender Seebeck-Koeffizient mit abnehmendem Drahtdurchmesser sowie ein Vorzeichenwechsel erwartet. Unter der Annahme identischer Ladungsträgerkonzentrationen für Löcher und Elektronen erfolgt der Vorzeichenwechsel des Seebeck-Koeffizienten, wenn die Beweglichkeit von Löchern größer wird als die Beweglichkeit der Elektronen, was auftreten kann, weil die Beweglichkeit von Elektronen und Löchern aufgrund von Oberflächenstreuung unterschiedlich beeinflusst wird ihre unterschiedlichen effektiven Massen meff41. Eine ähnliche Erklärung gaben Nikolaeva et al. für das Auftreten eines Vorzeichenwechsels von S in Bi, was darauf hindeutet, dass die Elektronenmobilität im Tieftemperaturbereich kleiner wird als die Lochmobilität, da die Lochmobilität durch Grenzstreuung nicht wesentlich beeinflusst wird51.

Abbildung 4d zeigt die Übergangstemperatur Tnp als Funktion des Nanodrahtdurchmessers. Tnp wurde aus dem Schnittpunkt der Linie bestimmt, die die beiden nächstgelegenen Datenpunkte oberhalb und unterhalb der 0 µV/K-Linie mit dieser Linie für jede Probe in Abb. 4a, b verbindet. Bei Drahtdurchmessern von 400 bis 60 nm steigt die Übergangstemperatur linear mit abnehmendem Drahtdurchmesser, was mit theoretischen Vorhersagen von Murata et al. übereinstimmt. (grüne Quadrate) für den Transport entlang der Winkelhalbierenden41. Bei kleineren Drahtdurchmessern (40 und 30 nm) steigt die Übergangstemperatur jedoch mit abnehmendem Drahtdurchmesser wieder an, was von Murata et al. nicht beschrieben wurde, da ihre Arbeit das Verhalten für Nanodrähte kleiner als 100 nm nicht vorhersagte. Bei Drahtdurchmessern in der Größenordnung von ~ 50 nm können mehrere zusätzliche Effekte eine Rolle spielen, darunter ein Halbmetall-zu-Halbleiter-Übergang und Oberflächenzustände, die zu den Hauptladungsträgern werden9,48,49,52.

Zukünftig werden zusätzliche Messungen durchgeführt, um Ladungsträgerdichten, -mobilitäten und Oberflächenzustandsdichten auf einzelnen Nanodrähten zu bestimmen. Beispielsweise kann anspruchsvolle winkelaufgelöste Röntgenspektroskopie (ARPES) an einzelnen Nanodrähten angewendet werden, um die Bandstruktur und den Beitrag von Oberflächenzuständen direkt zu bestimmen53. Mit ARPES Agergaard et al. schätzten, dass die Ladungsträgerdichte der Oberflächenzustände auf Bi(110)-Oberflächen im Bereich von 5 × 1012 cm−254 liegt. Cassinelli et al. berichteten über eine Abnahme des absoluten Seebeck-Koeffizienten mit abnehmendem Drahtdurchmesser von ~ 140 auf 60 nm und einen anschließenden Anstieg von 60 auf 30 nm für {11.0}- und {01.2}-texturierte Nanodrähte und führten dieses Verhalten auf den komplementären Beitrag von Masse und Metall zurück Oberflächenzustände zur Thermokraft, wobei ein zunehmender Einfluss der Oberflächenzustände angenommen wird, wenn der Durchmesser abnimmt und das Verhältnis von Oberfläche zu Volumen zunimmt3,23,32.

Es ist bekannt, dass der elektrische Widerstand für Massenwismut mit abnehmender Temperatur monoton abnimmt, da die Zunahme der Ladungsträgermobilität, die zwei Größenordnungen größer ist als die Änderungen der Ladungsträgerkonzentration, die Transportreaktion dominiert.7,10,47,55 Wie oben erwähnt, aufgrund Aufgrund der großen mittleren freien Weglänge der Ladungsträger in Wismut ändert sich jedoch das Widerstandsverhalten von Nanodrähten aufgrund zusätzlicher Oberflächenstreuung von Ladungsträgern erheblich, was sich auf Nanodrähte sogar mit einem Durchmesser von mehr als 5 µm auswirken kann7,41.

Abbildung 5 zeigt den elektrischen Widerstand der Bi-Nanodraht-Arrays, normiert auf den bei 300 K (RT/R300) gemessenen Widerstand. Da die genaue Anzahl der kontaktierten Nanodrähte unbekannt ist und von Probe zu Probe variieren kann, werden hier nur relative Widerstandswerte angegeben. Mit Ausnahme von Nanodrähten mit 30 nm Durchmesser, bei denen der relative Widerstand monoton abnimmt, zeigen Nanodrähte mit größeren Durchmessern eine nichtmonotone Abhängigkeit des relativen elektrischen Widerstands von der Temperatur. Bei Nanodrähten mit einem Durchmesser von weniger als 400 nm wird ein Widerstandsmaximum beobachtet, das sich mit abnehmendem Nanodrahtdurchmesser tendenziell zu höheren Temperaturen verschiebt, wohingegen bei Nanodrähten mit einem Durchmesser von 400 nm innerhalb des gemessenen Temperaturbereichs kein Maximum beobachtet wird.

Relativer Widerstand von Bi-Nanodraht-Arrays mit Durchmessern zwischen 30 und 400 nm, hergestellt a) ohne Tensid bei RT (22 °C) und b) mit Tensid bei 40 °C. Die Werte für den Schüttwiderstand wurden entnommen47. Linien zwischen Datenpunkten dienen als Orientierung für das Auge.

Für Bi-Nanodrähte, die mit verschiedenen Methoden hergestellt wurden, wurde ein nichtmonotones Verhalten des Widerstands berichtet, das dem komplexen Zusammenspiel zwischen Ladungsträgerdichte und Ladungsträgermobilität zugeschrieben wird, die beide von Temperatur, Kristallinität, Kristallorientierung und Nanodrahtdurchmesser abhängig sind7,19, 41,55,56. Der Einfluss klassischer Größeneffekte wie der Streuung von Ladungsträgern an der Oberfläche und Korngrenzen auf die Mobilität wurde zuvor durch Modelle von Fuchs, Mayadas und Dingle13,14,15,57,58 beschrieben. Darüber hinaus wurde zuvor berichtet, dass sich im Fall eines nichtmonotonen R-T-Verhaltens das Widerstandsmaximum bei Nanodrähten, die aus kleineren Körnern bestehen, zu niedrigeren Temperaturen verschiebt . Aus früheren Studien zu Bi-Nanodraht-Arrays ist bekannt, dass die Korngröße mit zunehmendem Nanodrahtdurchmesser abnimmt59. Somit wird der Widerstand für Bi-Nanodrähte, die aus ausreichend kleinen Kristallen bestehen, zu einer monotonen Funktion der Temperatur, wie von Liu et al.56 berichtet.

In dieser Arbeit wird das nichtmonotone R-vs.-T-Verhalten auf entgegengesetzte Beiträge einer zunehmenden Mobilität und einer abnehmenden Ladungsträgerdichte mit abnehmender Temperatur zurückgeführt. Der Mobilitätsgewinn wird durch zusätzliche Oberflächenstreuung begrenzt und der Widerstand des Nanodrahts weist nicht den monotonen Abfall wie beim Volumenmaterial auf. Mit abnehmendem Nanodrahtdurchmesser nimmt die effektive Korngröße zu (wie aus TEM- und XRD-Ergebnissen bekannt ist, die längere Körner bzw. höhere Texturkoeffizienten zeigten), wodurch sich die T, bei der RT/R300 maximal ist, zu höheren Werten verschiebt. Bei kleinsten Drahtdurchmessern, die nur aus wenigen länglichen Einkristallen bestehen, beobachtet man eine monotone Abnahme des Widerstandes mit abnehmender Temperatur. Alternativ ist es möglich, dass auch Oberflächenzustände maßgeblich zum Transport beitragen, was auch das metallische Verhalten der Nanodrähte mit sehr kleinem Durchmesser erklären könnte. Die Rolle der Oberflächenzustände wird, wie oben erläutert, in zukünftigen Messungen unter Anwendung zusätzlicher Charakterisierungsmethoden untersucht.

Bi-Nanodraht-Arrays wurden durch gepulste Elektroplattierung unter Verwendung eines wässrigen Elektrolyten auf BiCl3-Basis synthetisiert. Insbesondere das Wachstum und die daraus resultierenden kristallographischen Eigenschaften von Bi-Nanodraht-Arrays, die bei 22 °C und 40 °C mit und ohne Tensid galvanisch abgeschieden wurden, wurden systematisch untersucht. Das zusätzliche Tensid hat keinen wesentlichen Einfluss auf das Wachstum und die resultierende Struktur, die Temperatur hingegen schon. In beiden Fällen wiesen die Bi-Nanodrähte eine zylindrische Geometrie mit einer glatten Kontur auf, manchmal unterbrochen durch Abschnitte mit Vertiefungen, die mit dem Kristallwachstum in Zusammenhang standen. Die XRD-Muster der Proben zeigten eine bevorzugte {11,0}-Textur für Nanodrähte mit großem Durchmesser, mit einer zunehmenden zusätzlichen {10,4}-Textur mit abnehmendem Drahtdurchmesser. TEM-Messungen ergaben, dass einzelne Nanodrähte mit einem Durchmesser von 80 nm aus einkristallinen Segmenten von mehreren µm Länge bestehen (dh eine bambusartige Struktur) und bestätigten die durch XRD ermittelten bevorzugten kristallographischen Orientierungen.

Der Seebeck-Koeffizient und der relative elektrische Widerstand von Nanodraht-Arrays, die unter beiden Sätzen von Elektroabscheidungsbedingungen mit Drahtdurchmessern zwischen 30 und 400 nm synthetisiert wurden, wurden systematisch bis zu 40 K gemessen. Der Seebeck-Koeffizient beider Probentypen zeigte ein ähnliches Verhalten. eine nichtmonotone Abhängigkeit von der Temperatur, die mit sinkender Temperatur einen Vorzeichenwechsel von einem negativen zu einem positiven Seebeck-Koeffizienten zeigt. Die Beobachtungen wurden auf mittlere freie Pfadbeschränkungen der Beweglichkeit der Ladungsträger innerhalb der Drähte zurückgeführt, die zuvor theoretisch von Murata et al. vorhergesagt wurden. und mögliche zusätzliche Beiträge von Oberflächenzuständen bei kleineren Nanodrähten 19,23,41. Der elektrische Widerstand von Bi-Nanodrähten zeigt das bekannte nichtmonotone Verhalten als Funktion der Temperatur, das dem komplexen Zusammenspiel zwischen Ladungsträgerdichte und Ladungsträgermobilität in Nanomaterialien zugeschrieben wird, das zuvor von Fuchs, Mayadas und Dingle13,14 beschrieben wurde. 15,57,58. Die dünnsten Nanodrähte zeigten eine monotone Abnahme mit abnehmender Temperatur, was auf den Beitrag von Oberflächenzuständen mit metallischem Verhalten hinweisen könnte. Der beobachtete größenabhängige Seebeck-Koeffizient und insbesondere der größenabhängige Vorzeichenwechsel belegen einmal mehr die Komplexität von Transportphänomenen in Bi-Nanostrukturen und eröffnen einen vielversprechenden Weg für Einmaterial-Thermoelemente mit p- und n-Beinen aus Nanodrähten verschiedene Durchmesser.

Vorlagen wurden hergestellt, indem zunächst 30 µm dicke Polycarbonatfolien (Makrofol N, Durchmesser 30 mm, Dicke 30 µm) mit ~ 2,2 GeV Au-Ionen am UNIversal Linear ACcelerator (UNILAC) am GSI Helmholtz-Zentrum für Schwerionenforschung in Darmstadt, Deutschland, bestrahlt wurden . Jede Folie wurde mit ca. 1,5 × 108 Ionen/cm2 bestrahlt. Aufgrund der hohen Energie, die jedes einzelne Ion entlang seiner Flugbahn deponiert, entsteht eine sogenannte latente Spur60. Anschließend wurden die bestrahlten Folien beidseitig jeweils eine Stunde lang UV-Licht (T-30M Vilber Lourmat Lampe, 30 W, 312 nm) ausgesetzt. Es ist bekannt, dass dies die Verteilung der Porendurchmesser nach dem folgenden Ätzprozess verengt61. Im letzten Schritt wurden die Ionenspuren selektiv geätzt, indem die bestrahlten Folien in 6 M NaOH-Lösung (NaOH-Reinheit ≥ 98 %) bei 50 °C getaucht wurden33. Unter diesen Bedingungen werden zylindrische Poren erhalten, deren Durchmesser über die Ätzzeit gesteuert wird. Unter diesen Bedingungen betrug die Ätzrate der Poren 10 ± 1 nm/min. Nach dem Ätzen wurden die Schablonen in mehreren DI-Wasserbädern gespült, dann einen Tag in DI-Wasser gelagert, um restliches NaOH vollständig aus den Poren zu entfernen, und schließlich an der Luft getrocknet.

Zunächst wurde eine ~ 100 nm dicke Goldschicht auf eine Seite der Schablone aufgesputtert, um einen elektrischen Kontakt zur Probe herzustellen. Diese Schicht wurde anschließend durch Galvanisieren einer zusätzlichen, ein µm dicken Au-Schicht verstärkt. Die Galvanisierung von Au erfolgte bei 22 °C unter Verwendung eines Zwei-Elektroden-Aufbaus, wobei die gesputterte Au-Schicht als Kathode (Arbeitselektrode) und eine Au-Spirale als Anode (Gegenelektrode) fungierte. Mit einem GAMRY Reference 600 Potentiostat wurde ein Potential U = −0,7 V angelegt. Diese zusätzliche galvanisierte Au-Schicht verschloss alle Poren, die nach dem Sputtern eventuell noch offen waren, so dass beim Nanodraht-Plattieren kein Elektrolyt auf die Rückseite der Probe gelangen konnte und gewährleistete eine gute mechanische Stabilität der Proben auch nach Entfernung der Polymermatrix . Für die Galvanisierung von Bi wird ein wässriger Elektrolyt bestehend aus 0,1 mol/L Bi(III)-Chlorid (für Analysenqualität), 0,3 mol/L Weinsäure (99,5 % Reinheit), 0,2 mol/L NaCl (für Analysenqualität), Es wurden 1,95 mol/L HCl (99,5 % Reinheit) und 1,09 mol/L Glycerin (99,5 % Reinheit) verwendet31,32. Für eine zweite Versuchsreihe wurde dem Elektrolyten 1 ml/L Tensid Dowfax 2A1 zugesetzt39,45. Es wurde ein Drei-Elektroden-Aufbau bestehend aus einer Pt80Ir20-Spirale als Gegen- und einer Standard-Kalomel-Elektrode mit gesättigtem KCl (SCE) (Sensortechnik Meinsberg) als Referenzelektrode verwendet. Wir haben das gleiche gepulste EIN/AUS-Potential (– 200 mV für 20 ms/– 170 mV für 100 ms) angelegt, das zuvor zum homogenen Wachstum von Bi-Nanodrahtnetzwerken verwendet wurde39,45. In den Fällen, in denen die Lösung Tensid enthielt, wurde die Plattierung bei 40 °C durchgeführt, andernfalls erfolgte die Plattierung bei 22 °C19,31,32. Während der Elektroabscheidung wurde der Strom zwischen Arbeits- und Gegenelektrode aufgezeichnet, beispielhaft dargestellt in Abb. 6. Als ein deutlicher Anstieg des Stroms beobachtet wurde, wurde die Galvanisierung abgebrochen, da dies auf die Bildung sogenannter Kappen auf der Probe hindeutete, die auftraten wenn die wachsenden Nanodrähte die Oberseite der Poren erreichen33.

Mittlerer Strom vs. Galvanisierungszeit für Galvanisierungen (a) ohne Tensid bei 22 °C bzw. (b) mit Tensid bei 40 °C. Die farbigen Pfeile auf den horizontalen Zeitachsen markieren den Beschichtungszeitpunkt, zu dem das Kappenwachstum für die entsprechende Probe begann.

Die galvanische Abscheidung von Nanodrähten mit Tensid bei 40 °C für unterschiedliche Porendurchmesser dauert ca. 20 Minuten bis zum Kappenwachstum, was etwas mehr als der Hälfte der Zeit der durchschnittlichen Plattierung ohne Tensid bei 22 °C entspricht (Abb. 6a). Die schnellere Wachstumsrate (~ 1,5 µm/min gegenüber ~ 0,8 µm/min) ist ausschließlich eine Folge der höheren Galvanisierungstemperatur, die die Reaktionsgeschwindigkeit und damit den Strom während der Galvanisierung erhöht40.

Das Füllverhältnis (d. h. wie viele der Poren gefüllt sind) wird geschätzt, indem die für das Nanodrahtwachstum bis zum Kappenwachstum verwendete Ladung mit der Ladung verglichen wird, die erforderlich ist, um das gesamte Porenvolumen in einem Templat mit Bi zu füllen. Die beim Galvanisieren abgeschiedene Ladung wird durch Integration der I-t-Kurve von 0 bis zum Zeitpunkt des Kappenwachstums ermittelt. Der Beginn des Kappenwachstums ist in Abb. 6 durch vertikale Linien auf der Zeitachse angegeben. Für die Berechnung wird davon ausgegangen, dass 100 % der Ladung für die Galvanisierung von Bi verwendet werden und keine Nebenreaktionen auftreten. Die theoretische Ladung, die zum Füllen aller Poren erforderlich ist, wird unter Verwendung der Faradayschen Gesetze der Elektrolyse unter Verwendung von mittels REM gemessenen Porendichten und Porendurchmessern berechnet, um das gesamte Porenvolumen abzuschätzen, das mit Material gefüllt werden muss40. Die durchschnittlichen Füllraten bei 22 °C betrugen (90 ± 5) % gegenüber (70 ± 5) % bei 40 °C.

Um die morphologischen und kristallinen Eigenschaften der Nanodrähte zu untersuchen, wurden SEM, XRD und TEM durchgeführt. XRD-Messungen wurden innerhalb einer Bragg-Brentano-Geometrie durchgeführt, während die Nanodrähte noch in der PC-Vorlage eingebettet waren. Um die Reflexe von Bi zu indizieren, wurden von P. Cucka und CS Barrett gemessene Kristallstrukturdaten von Bi verwendet, um das Pulverbeugungsmuster mit VESTA62,63 zu simulieren. SEM- und TEM-Messungen wurden an Drähten durchgeführt, nachdem die Polymermatrix in mehreren DCM-Bädern gelöst wurde. Bei den TEM-Messungen wurden die Nanodrähte von der Metallelektrode durch Ultraschallbehandlung der Lösung und anschließendes Tropfengießen der DCM/Nanodraht-Mischung auf Cu-Lacey-TEM-Gitter getrennt.

Für elektrische Transportmessungen wurde ein speziell angefertigter Aufbau verwendet, der in Abb. 3 dargestellt ist19,45,46. Vor den Messungen wurde eine zusätzliche ca. 400 nm dicke Au-Schicht auf die Kappenseite der Probe gesputtert, um einen guten elektrischen Kontakt zu den Nanodrähten zu ermöglichen. Die Probe wurde dann zwischen zwei Kupferblöcken in einer Vakuumkammer platziert, die während der Messungen bei 10–6 mbar betrieben wurde, um Wärmeverluste durch Konvektion zu verhindern. Die Kupferblöcke dienten als elektrische Kontakte zur Probe sowie als Kühlkörper. Während der Messungen wurde der untere Kupferblock ständig gekühlt und periodisch erhitzt, was Messungen bei Umgebungstemperaturen zwischen 300 und 40 K ermöglichte, die in Schritten von 20 K geändert wurden. Aufgrund des Heiz- und Kühlvorgangs schwankte die Temperatur des unteren Kühlkörpers um ~ 2 K um die gewählte Umgebungstemperatur. Da der Kühlkörper oben auf der Probe thermisch nur direkt mit der Probe verbunden ist, ist seine Temperaturreaktion im Vergleich zum unteren Kühlkörper verzögert. Der dadurch erzeugte Temperaturunterschied ΔT induziert dann eine Thermospannung VTh innerhalb der Probe. Die Thermospannung der Probe sowie die Temperatur beider Kupferblöcke, die durch daran angebrachte Dioden erzeugt wird, wurde alle 10 s mit einem Nanovoltmeter bzw. einem Temperaturregler gemessen. Der Seebeck-Koeffizient wurde dann anhand der Steigung eines VTh-ΔT-Diagramms berechnet. Um den elektrischen Widerstand der Probe zu bestimmen, wurden I-V-Kurven gemessen, nachdem die Thermospannung und die Temperatur gemessen wurden. Da die verwendeten 4-Punkt-Sonden mit den Kupferblöcken verbunden waren, umfassten diese Messungen auch den Kontaktwiderstand zwischen den Kupferblöcken und der Probe. Insgesamt wurden zwei Messläufe durchgeführt. Der erste Schritt erfolgte wie oben beschrieben und diente zur Bestimmung des relativen elektrischen Widerstands der Probe. Beim zweiten Durchlauf wurde eine zusätzliche Wärmeleitpaste (PK-1 Thermal Compound von Prolimatech) zwischen der Probe und den Kupferblöcken aufgetragen. Dies wurde durchgeführt, um den Wärmewiderstand zwischen Kupferblöcken und Probe zu verringern, um eine genauere Ablesung der Temperaturdifferenz und damit einen genaueren Wert für den Seebeck-Koeffizienten zu erhalten19,45.

Da die genaue Anzahl der Nanodrähte unbekannt ist und im Vergleich zu den Nanodraht-Arrays erhebliche Kontaktwiderstände beobachtet wurden, wurden nur relative elektrische Widerstände untersucht. Der Fehler des relativen elektrischen Widerstands wird als klein (< 1 %) angenommen und durch die verwendeten Instrumente definiert. Der Fehler des Seebeck-Koeffizienten ist hauptsächlich auf Unsicherheiten der tatsächlichen und gemessenen Temperaturdifferenz entlang der Probe zurückzuführen. Messungen des Seebeck-Koeffizienten ohne Wärmeleitpaste waren je nach Umgebungstemperatur bis zu 55 % kleiner als mit Paste. Unter der Annahme, dass die Wärmeleitpaste dafür sorgt, dass die gemessenen Temperaturen den tatsächlichen Temperaturen entlang der Probe ähneln, basiert der Fehler der Temperaturdifferenz auf dem Fehler der Dioden, der für die Temperaturdifferenz in der Größenordnung von 3–13 % liegt und davon abhängt Umgebungstemperatur, wobei der Fehler bei niedrigeren Temperaturen größer ist.

Die Daten, die die Ergebnisse dieser Studie stützen, sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Die Veröffentlichung wird gefördert durch die Deutsche Forschungsgemeinschaft (DFG) – 491382106, und durch den Open Access Publishing Fund des GSI Helmholtzzentrum für Schwerionenforschung. Die Nanodrahtproben wurden auf Basis von UMAT-Bestrahlungen hergestellt, die an der Strahllinie X0 am GSI Helmholtzzentrum für Schwerionenforschung, Darmstadt (Deutschland) im Rahmen von FAIR Phase-0 durchgeführt wurden. MFPW dankt L.Herzog für seine Unterstützung bei der Probenvorbereitung und Datenerfassung.

Open-Access-Förderung ermöglicht und organisiert durch Projekt DEAL. Die Veröffentlichung wird gefördert durch die Deutsche Forschungsgemeinschaft (DFG) – 491382106, und durch den Open Access Publishing Fund des GSI Helmholtzzentrum für Schwerionenforschung.

Materials Research Department, GSI Helmholtzzentrum für Schwerionenforschung, 64291, Darmstadt, Germany

Michael Florian Peter Wagner, Anna Sarina Paulus, Christina Trautmann, Kay-Obbe Voss & Maria Eugenia Toimil-Molares

Department of Materials and Earth Sciences, Technische Universität Darmstadt, 64287, Darmstadt, Germany

Anna Sarina Paulus, Joachim Brötz & Christina Trautmann

Institut für Mikrotechnologien, Hochschule RheinMain, 65428, Rüsselsheim, Deutschland

Friedemann Völklein

Max-Planck-Institut für Festkörperforschung, 70569, Stuttgart, Deutschland

Wilfried Sigle

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MFPW war maßgeblich an der Gestaltung des Experiments, der Probenvorbereitung, den thermoelektrischen Messungen sowie der Analyse und Interpretation der Daten beteiligt. Er hat auch das Manuskript geschrieben. ASP trug zur Probenvorbereitung und -charakterisierung bei. JB trug zur Interpretation der XRD-Ergebnisse bei. WS führte die TEM-Messungen durch und trug zu deren Interpretation bei. CT trug wesentlich zur Interpretation der erfassten Daten und zum Verfassen des Manuskripts bei. K.-OV beteiligte sich am Versuchsaufbau für thermoelektrische Messungen und erstellte die Labview-Programme zur Datenerfassung. FV trug zur Interpretation der erfassten Daten und zu vielen fruchtbaren Diskussionen über den thermoelektrischen Aufbau bei. MET-M. hat wesentlich zum Design der Experimente und zur Interpretation der erfassten Daten beigetragen und war maßgeblich an der Erstellung des Manuskripts beteiligt. Alle Autoren haben das endgültige Manuskript gelesen und genehmigt.

Korrespondenz mit Michael Florian Peter Wagner oder Maria Eugenia Toimil-Molares.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Wagner, MFP, Paulus, AS, Sigle, W. et al. Experimenteller Nachweis eines größenabhängigen Vorzeichenwechsels des Seebeck-Koeffizienten von Bi-Nanodraht-Arrays. Sci Rep 13, 8290 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-35065-z

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Eingegangen: 02. Dezember 2022

Angenommen: 11. Mai 2023

Veröffentlicht: 22. Mai 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-35065-z

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