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Ecole thématique "Thermoélectricité" - Printemps 2008 - Carcans-Maubuisson

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Les matériaux actuels de la thermoélectricité

Jean-Claude Tédenac

ICG-UMR-CNRS 5253 Université de Montpellier 2 Pl. E. Bataillon 34095 Montpellier cedx05 courriel: [email protected]

Introduction :

Les matériaux actuels de la thermoélectricité sont le produit des études et recherches conduites au cours des deux dernières décennies du vingtième siècle. Au cours de cette période les progrès réalisés dans ces matériaux l’ont été aussi bien en Chimie (synthèse et mise en forme) qu’en Physique (transport et conductivité thermique). On peut considérer actuellement que la valeur de zT atteinte par ces matériaux se situe autour de 1, selon la qualité du matériau et dépasse 1 pour les meilleurs.

Les matériaux industriellement appliqués aujourd’hui sont des alliages de tellurure de bismuth et de tellurure de plomb.

Partie 1: Le tellurure de Bismuth et ses alliages.

1.1. Introduction

Ces matériaux ont été étudiés par de nombreux auteurs au cours de la fin du vingtième siècle (1-7). Ils ont effet ont été reconnus depuis longtemps comme de bons matériaux thermoélectriques à température ambiante. Cependant la plupart de ces travaux sont relativement anciens et il est difficile de trouver un fil conducteur dans les corrélations entre propriétés et compositions chimiques.

A la lecture de la plupart de ces travaux relativement anciens, il est difficile de faire une corrélation entre la nature des matériaux et les propriétés thermoélectriques. Les effets du dopage sont masqués par les propriétés intrinsèques des phases et, bien souvent, par un excès de l'un des constituants.

D’autre part, les propriétés thermodynamiques fondamentales de ces systèmes ont été définies relativement récemment et sont assez incomlètes, compte tenu de la complexité du sujet. Les études de Satterthwaite et Ure (7) et de Brebrick (8) sur le tellurure de bismuth non allié ont montré l’existence d’un domaine de stabilité dans un faible domaine de composition chimique. Ce matériau est ainisi caractérisé par un écart à la stoechiométrie provoqué par des défauts natifs . Ceux ci sont électriquement actifs et responsables des diverses variations des propriétés thermoélectriques.

Une étude des propriétés générales de Bi2Te3 et de ses solutions solides est présentée dans la référence (9), et dans ces travaux, la caractérisation thermoélectrique des matériaux a été faite sur des

des monocristaux obtenus par THM. 1.2. Structure cristalline Bi2Te3 et Bi2Se3 présentent la même structure cristallographique (10-15). La maille est rhomboédrique, groupe R-3m, et la cellule unité contient cinq atomes (deux bismuth, trois chalcogènes). La maille hexagonale de Bi2Te3 (appelée aussi tetradymite) est formée d'un ensemble de couches perpendiculaires à l’axe c. (figure 1).

Figure 1. Représentation de la structure de Bi2Te3. Les couches atomiques suivent des séquences de quintets parallèles au plan basal :

- Te1 - Bi – Te2 - Bi – Te1 -- Cette séquence est appelée quintet hexagonal et la maille cristalline est formée par trois quintets successifs. La structure lamellaire de Bi2Te3 est due à l’existence de liaisons de Van der Walls entre les couches de tellure Te (1) - Te (1), responsables de la facilité de clivage selon le plan basal. Par ailleurs les liaisons Bi - Te (2) sont iono-covalentes, et on comprends mieux ainsi l’anisotropie du matériau. En raison de la structure bi-dimensionnelle, les propriétés de Bi2Te3 propriétés sont très anisotropes. TABLEAU 1 Paramètres cristallins des composés A2B3 de structure tetradymite. Groupe d’espace Paramètres (pm ) Bi2Te3 R-3m a=0.043835 c=0.30360 Sb2Te3 R-3m a= 4.275 c=30.490 Bi2Se3 R-3m a=4.934 c=28.546


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La limite de solubilité des éléments dissous dépend évidemment de la température. Elle présente en outre, une solubilité rétrograde. Par conséquent, si le matériau fondu est refroidi lentement, la solution solide se dissocie et il apparaît des précipitations principalement réparties dans les joints de grain, ce qui affecte les propriétés. Au cours d’un refroidissement rapide, une solution solide sursaturée est formée et peut se maintenir en l’état. En tout état de cause, la concentration excédentaire en soluté peut être modifiée par recuit. Comme les défauts ponctuels sont électriquement actifs, la concentration en porteurs de charges est aussi modifiée. 1.3. Diagrammes de phases et propriétés thermodynamiques. Les diagrammes de phase montrent l’existence d’une zone d’homogénéité des deux côtés de la composition stœchiométrique (limite de 59,8 à 60,2 à.% Te, pour la gamme la température 460-520°C). La zone de concentrations au liquidus est 40.065 % Bi-59.935.% Te. Ainsi les lingots de Bi2Te3 obtenue par solidification directe sont de type p.

Figure 2. Diagramme de phases Bi-Te d’après T. Massalski ().

Figure 3. Diagramme de phases Sb-Te d’après T. Massalski (10).

De tels écarts à la stœchiométrie sont également observés dans Bi2Se3 et Sb2Te3. Ainsi, les trois matériaux présentent un excès du constituant le plus électronégatif conduisant à la formation de centres accepteurs. Figure 5 Vue du ternaire Bi-Sb-Te d’après (6).

Ces écarts à la stœchiométrie sont visibles dans la vue perspective de la partie du ternaire Bi-Sb-Te riche en tellure. Du fait des écarts à la stœchiométrie différents dans les deux composés la section Bi2Te3 - Sb2Te3 est une section de composition variable qui peut être traitée pour simplifier comme pseudo binaire, sachant néanmoins que les différentes conodes ne sont pas co-planaires. D’autre part, pour les matériaux de type p, et au fur et à mesure que la concentration en Sb2Te3 augmente les défauts d’antisite BiTe sont progressivement remplacés par le même type de défauts SbTe. Lorsque la concentration en tellure varie de 59,8 à 60,2 at% la température de fusion s’accroit de 460 à 520°C. Les défauts de structure ont été moins bien étudiés dans Bi2Se3, mais il est reconnu qu’un excès de bismuth conduit au fait que cet atome occupe des positions interstitielles, ce qui conduit à une conductivité de type n. Dans les solutions solides de type Bi2Te3 - Bi2Se3 utilisé comme matériaux de type n, la concentration en porteurs est ajustée par dopage avec des halogènes. La concentration en porteurs de charges de Bi2Te3 varient beaucoup en fonction de la température de recuit (pouvant aller de 570°C à 585.5°C pour le côté riche en bismuth et à 560°C pour le côté riche en tellure. Il convient de noter que les concentrations du coté du type p, sont plus importantes que du coté type n. Les auteurs ont observé que le changement de type se produit à la température de 583.5°C. Concernant les propriétés


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thermodynamiques, le point le plus important concerne l’existence de pressions de vapeur d’équilibre non négligeables aux hautes températures. La revue des propriétés physico - chimiques du Bi2Te3 et des solutions solides sont rassemblées dans les références 10 à 25. Ces matériaux ont été étudiés depuis de nombreuses années. Certaines données thermodynamiques concernant Bi2Te3 sont considérées comme indubitables. Les résultats expérimentaux bien établis, associés à une modélisation thermodynamique donnent les équations d’équilibres solide/vapeur. Les pressions de vapeur de peuvent être calculées par l’équation suivante : Dans l'intervalle de température 700-1000 K pour la réaction :

Bi2Te3 ↔ 2BiTe(vapeur)+1/2 Te2(vapeur) La dépendance en température de la pression totale s’exprime selon la loi et ce pour la gamme de températures 720 à 850 K :

Log (PTe2)=-10500/T+10,3 Concernant les autres matériaux, lala dépendance de la pression avec la température peut être obtenue par le tableau 2. TABLEAU 1. Coefficient de l’équation Log P=-A/T+B Comp. Coefficient Ptot PBiTe PTe 2

Bi2Te3 A 10443 10443 10443

B 11.054 10.831 9.445 Sb2Te3 A 10003 10003 10003 B 10.925 10.573 10.573 1.4. Propriétés thermoélectriques Les valeurs de ZT et des coefficients thermoélectriques sont présentés dans (6) pour des monocristaux de solutions-solides de type p et n. Les résultats correspondent à des mesures faites à 300 K (effet Hall et Seebeck conductivités thermique et électrique) (6). En raison de la forte anisotropie de ce matériau le comportement thermoélectrique est différent selon la direction de mesure, en effet la figure de mérite de ces matériaux est plus élevé dans une direction parallèle à l’axe a que selon le plan normal. Ce phénomène ne se retrouve pas pour les matériaux de type Sb2Te3.

La figure de mérite de Bi2Te3 en fonction de la composition donnée par la courbe de liquidus est représentée figure 6. La meilleure valeur est obtenue pour les matériaux de type n (Z =2,9 10-3 K-1 pour environ 64% at% Te, avec N=2 1019cm-3.

Figure 6. Dépendance de la concentration en porteurs en fonction de la température de sursaturation.

Figure 7 Courbe de solidus autour de Bi2Te3 pour diférentes températures de sursaturation.

Du fait de la faible valeur du gap de Bi2Te3, (0.16eV), ce matériau peut être considéré comme un semi-conducteur idéal pour la thermoélectricité. Il est à la limite de la dégénérescence, le niveau de Fermi est très proche du bord de bande.

€

log TP( ) = −AT

+ B


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TABLEAU 2. Propriétés thermoélectriques de matériaux à l’état monocristallin.

n-p T °C Cp ρ

Bi2Te3 N 582 2.3 10

Sb2Te3 ⊥ P 575 21 3.2

Sb2Te3 // P 605 10 1.9

Bi8Sb32Te60 P 540 4.8 10

Bi10Sb30Te60 P 540 3.5 13

Bi9Sb31Te60 P 530 3.9 8.89

Bi40Sb57Te3 N 580 4.0 11

Bi40Te58.5Se1.5 N 580 4.3 11

µH α Κ Z

Bi2Te3 212 240 2.0 2.9

Sb2Te3 ⊥ 244 92 1.6 1.

Sb2Te3 // 313 83 5.6 0.6

Bi8Sb32Te60 176 194 1.3 3.0

Bi10Sb30Te60 177 225 1.4 2.9

Bi9Sb31Te60 190 206 1.5 3.2

Bi40Sb57Te3 140 223 1.6 2.8

Bi40Te58.5Se1.5 150 230 1.7 2.9

NB : n – p, type de conduction ; concentration en porteurs : 1019 cm-3; ρ : résistivité mΩ m; µH : mobilité des porteurs cm2 V-1 sec-1; α : coefficient de Seebeck mV K-1 ; Κ : conductivité thermique W m-1 K-1; Z: figure de merite 10-1 K-1.


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Partie 2: Le tellurure de plomb et ses alliages. 1.1 Introduction.

Les alliages de PbTe ont été reconnus depuis

longtemps comme de bons matériaux thermoélectriques à des températures où le tellurure de bismuth ne peut plus être utilisé. De structure simple et surtout anisotrope, il est très important pour des applications en génération aussi bien qu’en refroidissement au dessus de 200°C (26).

Les matériaux de type tellurure de plomb ont été étudiés dans une meme optique les matériaux de Bi2Te3 et les problématiques d’élaboration sont sensiblement voisines. Elles peuvent être considées communes aux les deux type de matériaux. 1.2 Structure cristalline .

La structure cristalline du tellurure de plomb est, à la température ambiante et sous pression atmosphérique, de type NaCl (figure I). La maille contient 4 motifs d’unité formulaire. Le paramètre de maille est égal à 0,6461 nm [RET68] et sa densité théorique est de 8250 kg.m-3.

Figure 8 : Structure cristalline du tellurure de plomb

1.3 Diagramme de phase du binaire Pb-Te

Le système Pb-Te a fait l’objet de nombreuses études depuis 1958. C'est un composé à fusion congruente à la température de 924°C. Il se caractérise par l’existence d’une phase intermédiaire présentant des écarts à la stœchiométrie avec un domaine d’homogénéité très étroit à la température ambiante (figure 9).

Il s’étend plutôt du côté riche en tellure que du côté riche en plomb. L'extension de ce domaine est maximale pour une température de 777°C et ses

limites vont de 49.994 % à 50,012% atomique en tellure (27). Le système a été récemment modélisé et la base de données thermodynamiques est disponible auprès de SGTE. Si on compare ce système avec Sn-Te (figure 10) avec lequel on fait des alliages de type p, on remarque que ce phénomène est moins étendu que dans l’étain.

Cette particularité doit être analysée en terme de répartition de lacunes et de défauts d’anti-site de façon similaire aux tellurures de bismuth.

Figure 9 : Diagramme de phases Plomb-tellure.

Figure 10 : Diagramme de phases Plomb-étain. 1.4 Propriétés de transport du tellurure de

plomb et de ses alliages Le tellurure de plomb appartient à la famille des

semi-conducteurs IV-VI. Ce composé présente une légère déviation par rapport à la composition stœchiométrique qui crée des défauts électriquement actifs.

Le tellurure de plomb présente donc une conduction de type n ou p selon que l'on se trouve du côté riche en plomb (type n) ou riche en tellure (type p). Il a été admis que les défauts


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principalement responsables de ce phénomène étaient de type lacunaire. Du côté riche en tellure, ce sont des lacunes de plomb doublement ionisées tandis que du côté riche en plomb ce sont des lacunes de tellure (27-28)

Le point de fusion congruente se situe du côté riche en tellure et les matériaux obtenus par solidification à partir de l'état liquide sont généralement de type p avec une concentration en porteurs qui se situe autour de 1024 m-3. En s'écartant de la stœchiométrie par des recuits en atmosphère saturée en plomb ou en tellure, on peut faire évoluer le type de conduction du matériau et le nombre de porteurs jusqu'à 1,5 1024 m-3 pour le type n et 8 1024 m-3 pour le type p (29).

Cette concentration en porteurs est nettement insuffisante pour de bonnes performances thermoélectriques. Afin de l'améliorer, on a recours au dopage du tellurure de plomb en introduisant des "impuretés" en faible quantité. Les effets du dopage du tellurure de plomb ont été étudiés de manière intensive dans les années 1970. Les résultats les plus significatifs sont présentés ci-après.

1-4. Influence du dopage sur les propriétés thermoélectriques du tellurure de plomb

Les effets de nombreux dopants ont été testés sur le tellurure de plomb : Na, Au, Tl, O se comportent comme des accepteurs; Zn, Cd, In, Bi, Cl sont considérés comme donneurs alors que Cu, Ag, As, Sb sont amphotères.

Le tableau I rassemble quelques propriétés à la température ambiante (298 K) obtenues par dopage du tellurure de plomb avec différents éléments, engendrant selon le cas, un matériau de type p, par exemple dans le cas du sodium ou de l'argent, ou un matériau de type n, dans le cas du bismuth ou de l'antimoine.

Dans un but comparatif, figurent également dans ce tableau, les propriétés du tellurure de plomb de type p sans additif obtenu par solidification à partir de l'état liquide. Les résultats présentés montrent que la concentration en porteurs peut être accrue d'une manière significative par un choix judicieux du dopant.

PbTe

+ dopant

Type α

ρ 105

K

Z max

PbTe p 3.1024m-3 290 2,5 1,9

0,3%Na p 120 0,8 1,35 1%Na p 205 1,6 1,2

0,1%Ag p 3.1024m-3 280 2,4 1,8 0,3%Ag p 4.1024m-3 200 1,45 1,7 0,5%Ag p 1.1025m-3 220 0,8 1,5 0,1%Bi n 1.1025m-3 150 0,6 1,6 0,3%Bi n1,5.1025m-3 90 0,5 1,5

0,5%Bi n 3.1024m-3 50 5,5 1,4 0,1%Sb n 5.1024m-3 105 2,6 1,78 0,3%Sb n 6.1024m-3 390 3,3 1,7 0,5%Sb n.1024m-3 110 5,5 1,62

Tableau 1. Concentration en porteurs, coefficient de Seebeck α, résistivité ρ, conductivité thermique k et facteur de mérite Z pour différents dopages du tellurure de plomb.

1-5. Formation de solutions solides PbTe-SnTe

Les tellurures de plomb PbTe et d’étain SnTe

sont miscibles en toutes proportions. Le système PbTe-SnTe forme une solution solide continue qui obéit à la loi de Vegard. Les températures de cristallisation du système sont données par la courbe de liquidus qui évolue de manière décroissante depuis 1197 K pour PbTe à 1079 K pour SnTe (figure 11). Le fuseau de solidification est assez étroit et ne dépasse pas 20°C.

Si on s'intéresse aux propriétés de transport, on constate que, contrairement à PbTe qui présente les deux types de conduction, n et p, SnTe est toujours de type p.

Concernant les alliages Pb1-xSnxTe, considérés comme les meilleurs matériaux de type p, les travaux les plus complets ont été effectués par Machonis et Cadoff (30), Borde et al. (31), (32), Calawa et al. (33), Rowe et Bhandari (34, 35) et plus récemment par Orihashi et al. (36). Les points les plus importants dans le cadre de l'utilisation de ces matériaux pour une application en thermogénération sont présentés ci-après.

La conductivité thermique de réseau est améliorée pour tous les alliages Pb1-xSnxTe par rapport aux composés initiaux PbTe et SnTe (figure 11).

Figure 11 : Conductivité thermique des alliages Pb1-xSnxTe .


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Du point de vue des propriétés électriques, le

changement de type de conduction en fonction de la température pour quelques échantillons, se produit pour une teneur x en étain inférieure à 0,5. Cette inversion de type est mise en évidence par des mesures de pouvoir thermoélectrique (figure I-13).

Certains échantillons de type p à basse température, présentent un type n pour les plus hautes températures, la température d'inversion augmentant avec la teneur en étain.

Les résultats de ces travaux quant à la valeur du facteur de mérite Z préconisent l'utilisation du composé Pb0,8Sn0,2Te pour des applications à basse température

(Z= 2.10-3 K-1 à 100 K). Par contre, pour les plus hautes températures (300-500 K), le composé Pb0,7Sn0,3Te montre le meilleur potentiel (Z= 1,2.10-3 K-1 à 350 K) bien que Z diminue de façon sensible à partir de 400 K (36).

Le pouvoir thermoélectrique est optimum autour 500-600K (figure 12)

Figure 12. Pouvoir thermoélectrique des solutions solides dopées.

Pouvoir thermoélectrique en fonction de la température pour différents composés Pb1-x SnxTe monocristallins : pour des échantillons présentant un défaut de tellure d'après d'après (35).

1-5. Les méthodes d'élaboration Le tellurure de plomb PbTe et ses alliages

peuvent être obtenus aussi bien à l’état polycristallin que sous forme de monocristaux (36).

Il est intéressant de constater que les alliages Pb1-xSnxTe se distinguent des composés initiaux PbTe et SnTe par la possible existence de précipitations de tellure au cours de l’élaboration et entrainer des fusions partielles aux joints de grains. Le matériau présentant les meilleures performances Pb0,8Sn0,2Te appartient à la section du ternaire représenté dans la figure 13.

a. Les techniques céramiques.

Le processus utilisé est proche de la métallurgie des poudres et consiste à obtenir à partir d'un lingot réduit sous forme de poudre une pièce de forme et de dimensions souhaitées dont la densité se rapproche le plus possible de la densité théorique. Le cycle d'élaboration peut se diviser en 3 étapes qui sont le broyage, le compactage et le frittage, étape déterminante du processus.

Figure 12. Section isoplèthe à 20%at en Sn . En première approche, le frittage est la

consolidation sans fusion, sous l'action de la chaleur, d'un matériau dispersé. Cette consolidation est le plus souvent accompagnée d'une augmentation de la densité qui se traduit par un retrait volumique (37). Le frittage peut avoir lieu sous pression atmosphérique ou sous une pression extérieure (frittage sous charge, uniaxial ou isostatique). Le plus souvent, la composition du produit après frittage est identique à celle de la poudre initiale, le traitement thermique ne servant qu'à la consolidation.

Le frittage s'effectue par une redistribution de la matière par diffusion et la force motrice du processus est la minimisation de l'énergie de surface des poudres compactées. Cette réduction d'énergie de surface peut s'accomplir de deux manières différentes; les grains peuvent se souder et/ou bien grossir et au cours du frittage il y aura compétition continuelle entre ces phénomènes de coalescence et croissance.

De manière simplifiée, on peut diviser le processus de frittage en plusieurs étapes : il y a, dans un premier temps, élaboration de ponts entre grains ce qui confère au compact une certaine tenue mécanique qui rend le matériau manipulable. A l'issue de cette étape, les grains sont soudés entre eux mais il subsiste une porosité ouverte importante. C'est lors de la deuxième étape que vont peu à peu disparaître ces pores ouverts vers l'extérieur et se scinder en plusieurs petits pores fermés. La dernière étape du frittage consistera


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donc en l'élimination partielle ou totale de cette porosité fermée. Tout ceci dépends de différents facteurs tels que la granulométrie des poudres, la température, l'atmosphère et le temps de frittage.

b Application de la métallurgie des poudres au

tellurure de plomb Synthèse de l'alliage La synthèse du lingot se fait en mélangeant en

quantités appropriées les éléments constituant l’alliage dans des ampoules de silice que l'on scelle sous vide. Un traitement thermique est ensuite imposé au matériau et la synthèse se termine par la trempe du matériau en fusion. Aux hautes températures, le tellurure de plomb adhère aux parois de l’ampoule, réagit avec la silice et la fragilise. Le dépôt d’une couche de graphite sur les parois permet généralement de prévenir ce phénomène et évite que l'ampoule ne se brise au cours du refroidissement ou lors de la trempe. Les lingots ainsi préparés sont réduits sous forme de poudre puis compactés.

Mise en forme Selon la littérature (34), le tellurure de plomb

peut être compacté à chaud ou à froid. Cependant, PbTe est reconnu comme possédant une pression de vapeur saturante relativement élevée (6,5 mmHg à 1000 K). La perte des constituants qui en résulte entraîne alors des modifications au niveau des propriétés de transport. Selon ces considérations, il semble préférable d’utiliser un pressage à froid puis un frittage en four étanche.

Frittage Les études effectuées sur le frittage du tellurure

de plomb (39-40) préconisent des températures de frittage comprises entre 923 K et 1023 K avec un temps de frittage plus important pour les plus basses températures. Des temps de frittage trop longs causant l'évaporation des éléments constituant l'alliage, on penchera plutôt pour des températures plus élevées avec un temps de frittage plus court (au-dessous de 30 h l'évaporation des constituants est négligeable).

Influence de la taille des grains Une granulométrie faible a une double

influence. Elle permet un frittage plus rapide en favorisant la diffusion superficielle et comme nous l'avons vu à la section V.2, elle est susceptible d'améliorer les performances des matériaux thermoélectriques par diminution de la conductivité thermique.

L'influence de la taille des grains sur la

conductivité thermique dans le cas de PbTe et de Pb1-x SnxTe a été essentiellement étudiée par Rowe et Bandhari à l'aide d'un modèle théorique [(34) et de résultats expérimentaux (40) L'analyse théorique de la réduction de la conductivité thermique par diffusion des phonons aux joints de grains prédit une diminution de cette dernière de 5% par rapport au monocristal pour le tellurure de plomb dopé (n=2 1024 m-3), avec une taille de grains de l'ordre de 1µm. Cette réduction peut aller jusqu'à 11% dans le cas de PbSnTe de taille de grains égale à 0,5µm. D’un point de vue expérimental, les propriétés de transport d'alliages PbSnTe ont été mesurées pour différentes tailles de grains pour des échantillons compactés à froid ou pressés à chaud puis comparées avec le cas du monocristal. Les résultats obtenus sont présentés dans les tableaux 2a et 2b.

2a densité

α 106

ρ 106

K

Z (10-4)

monocristal 7137 50,3 1 8,3 1,99 1,56 25<L<60 µm 6968 43,2 6,2 1,71 1,76 10<L<25 µm 6623 42,9 6,4 1,61 1,79 5<L<10 µm 6545 45,4 7,4 1,51 1,85

L<5 µm 6543 46,3 7,7 1,18 2,36

2b densité

α 106

ρ 106

K

Z (10-4)

monocristal 7137 50,3 8,3 1,99 1,56 25<L<60 µm 7030 46,4 7,7 1,99 1,41 10<L<25 µm 692 49 8,2 1,89 1,55 5<L<10 µm 6555 47,4 7,8 1,86 1,55

L<5 µm 6900 45,1 7,2 1,76 1,63

Tableau 2. Densité d, coefficient de Seebeck α, résistivité ρ, conductivités thermiques k,: et facteur de mérite Z après compactage à froid (2a) et pressage à chaud à 728 K (2b) d'alliages PbSnTe pour différentes tailles de grains L d'après (41).

On remarque que dans le cas des échantillons

compactés à froid, la diminution du coefficient de Seebeck et de la résistivité est contrebalancée par une diminution de la conductivité thermique encore plus importante. Lors du pressage à chaud, le grossissement des grains étant certainement important, la réduction de la conductivité thermique est moins marquée. Néanmoins, même dans ce dernier cas, une amélioration du facteur de mérite est constatée. Dans le meilleur des cas, le facteur de mérite passe de 1,56 à 2,36.10-4 K-1 pour un compactage à froid et à 1,63.10-4 K-1 pour un


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pressage à chaud. Ces résultats expérimentaux nous démontrent à quel point il est important de limiter la phase grossissement des grains lors du frittage.

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