液体窒素中でのSiからの放電によるナノ結晶の合成

Scientific Reports volume 5、記事番号: 17477 (2015) この記事を引用

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液体窒素中での放電によるシリコン-スズナノ結晶の合成の実現可能性を、Si-10at%Sn焼結電極を使用して研究した。時間分解発光分光法により、シリコンとスズがほぼ同時に溶けることがわかりました。両方の蒸気の存在は、合金化されたナノ結晶の合成にはつながりませんが、平均サイズ 10 nm のシリコンとスズの別々のナノ結晶の合成につながります。これらのナノ結晶は、液体窒素が蒸発した後、空気酸化によりアモルファス酸化ケイ素（am-SiO2）とβ-SnO2に変化します。電極を流れる電流が十分に大きい場合、β-Sn 回転楕円体で装飾された大きなシリコン結晶 (約 500 nm) の周囲に am-Si0.95Sn0.05 相の合成が達成されます。焼結電極が強力な放電にさらされると、一部の粒子が加熱され、大きなシリコン結晶内にスズが拡散します。次に、これらの粒子は殻を剥がされ、誘電性の液体に落ちます。

Si-Sn ナノ結晶 (NC) は、リチウムイオン電池 1 や太陽電池 2 にとって大きな可能性を秘めています。 Si-Sn 合金の直接成長は、Si と α-Sn の格子定数の大きな違い (~20%) と、Si における Sn の溶解度の低さ (~6~8 × 1019 cm-3、つまり、1100 ～ 1200 °C で ~0.15 at %)3。 Sn 濃度が高い場合、平衡 Si-Sn 合金は、ダイヤモンド状の Si 相と、ダイヤモンド状の α-Sn (灰色の錫) から正方晶系の β-Sn (白色) に変態する Sn 相で構成される 2 相混合物になります。錫）286.3 K（13.2 °C）で。

Si-Sn NC の光学バンドギャップはシリコンの場合のように間接的ではなく直接的であり、錫含有量と NC サイズの両方に依存するため調整できます。 Jensen et al.4 によれば、2.2% の引張歪みでは、バンドギャップは 0.85 eV の大きさで直接的になります。錫含有量を 25 at% まで増加させると、バンドギャップ 5 がほぼ直線的に減少し、NC サイズが減少します。このような材料は、Si 合金化と量子閉じ込めによる複合効果によってエネルギーレベルと光電子特性を正確に調整できるため、太陽光発電用途や光電子 4,5 において広く利用されると考えられます。

最近、量子閉じ込め特性を示す Si-Sn NC の合成が、アモルファス Si-Sn ターゲットの水中でのナノ秒レーザーアブレーションによって達成されました 2。液体レーザーアブレーション (LAL) では、通常、約 100 mg h-1 の収量に達します。液体中での放電に頼ると、放電が最大 100 gh-1 まで増加する可能性があります。

液体中で生成されるサブマージアーク6、7、8、9、10、11は、非常に高い圧力による空間的閉じ込めを特徴とし、化学反応による合金NCの成長を可能にする可能性があります。実際に、異なる材質の 2 つの電極を使用すると、それぞれの種類の材質の NC が生成されますが、合金は形成されないことがわかっています 12。合金化された NC を得るには、焼結ターゲットが好ましい13、14。この技術により、ns レーザーアブレーションとほぼ同様のプラズマ条件を生成することができ、それにもかかわらず生産収率が大幅に向上します。もう 1 つの利点は、プラズマ状態のより良い制御と知識にあり、これらの NC がどのように形成されるかをより深く理解するのにも役立ちます。

この原稿では、酸素を含まない強誘電体である液体窒素中での放電によってSi-Sn NCを合成する可能性を探ります。 NC の特性評価に加えて、時間分解発光分光法を使用してプラズマのダイナミクスを調査し、それを材料の結果と関連付けます。 SiSn NC の合成につながる可能性のあるターゲット浸食とメカニズムに特別な注意が払われます。

合成された生成物が液体窒素から取り出されるとき、空気酸化が金属または半導体の NC を酸化物 (SnO2、SiO2、および (Si1-xSnx)O2) に変換します。酸化は比較的早く、避けることができませんでした。

図1では、1Aの電流で得られた分析サンプルの代表的な拡大視野透過型電子顕微鏡(TEM)画像が、非晶質マトリックス中に広がった結晶性ナノ粒子の存在を示しています。液体窒素中でのパルス放電によって合成されるさまざまな相を特定することは複雑です。実際、Si、α-Sn、β-Sn、SiO2、SnO2、Si1–xSnx、および (Si1–xSnx)O2 が見つかると予想されるかもしれません。報告されていないマイクロエネルギー分散分光法 (EDS) 分析によると、サンプルには平均 80.7 at %Si、6.2 at %Sn、および 13.1 at %O が含まれており、ターゲットとほぼ同じ Sn/Si 原子比が得られます。識別を容易にするために、マイクロ回折パターンの指標付けの前に電子エネルギー損失分光法 (EELS) が使用されます。図2aは、1Aの電流で合成されたNCの代表的なサンプルのSi-L3,2エッジでのEELスペクトルを示しています。アモルファスSiO2（am-SiO2）の存在が、さまざまなNCが埋め込まれているすべてのサンプルで観察されます。 Sn-M4,5 エッジの EEL スペクトルは、正方晶 SnO2 (β-SnO2) NC が存在することを示しています (図 2b、ダイヤモンド正方晶 β-SnO2 NC の高解像度 TEM 画像については補足資料 4 を参照)、Si1 は存在しません。 -xSnx または (Si1-xSnx)O2 が観察できます。シリコン NC が存在する場合、これらは大部分が酸化されており、結晶質 Si (c-Si) 材料の存在を検出することが困難になります。実際、空気酸化は効率的であり、Si NC をアモルファスに変えます15。 2 つの結晶シリコン電極間の液体窒素中での放電に関する未報告の結果は、10 ～ 20 nm の範囲にあるより大きな直径を持つ Si NC が合成されることを明らかに示しています。直径が十分に大きい場合、不動態の SiO2 外殻の合成によって酸化が制限され、酸素のないシリコンコアが残ります。これらの結果は、Koshibaya et al.16 によって得られた結果とよく一致しています。

1Aの電流で合成したSi-Snサンプルの拡大TEM像。結晶ドメインの例（白丸）。

(a) 1 A の電流で合成した代表的なサンプルの Si-L3,2 端での EEL スペクトル。比較のために 4 から取得した参照スペクトル (アモルファスおよび結晶シリコン、アモルファス SiO2) を示します。 (b) 1 A の電流で合成した代表的なサンプルの Sn-M4,5 エッジでの EEL スペクトル。比較のために 5 から取得した参照スペクトルを示します。

バラスト抵抗がわずか 1 kΩ の場合、電流は 10 A になり、火花放電はさらに強力になります。焼結ターゲットの浸食メカニズムは完全に異なります。直径が 50 ～ 70 nm の範囲の錫ナノ粒子で装飾された非常に大きなシリコン粒子は、放電によって加熱され、殻が形成されます。これらの条件で収集された遊離粒子の平均サイズは、ターゲットのシリコン粒子の平均サイズに一致します。図3a、bには2つの粒子が示されており、1つは処理前にターゲットを引っ掻くことによって直接収集され、もう1つは処理後に沈降によって収集されました。図3aの粒子には、スズナノ粒子で装飾された大きなシリコン結晶粒子の2つの相のみが示されています。マイクロ EDS 分析 (図 3c) は、処理前のシリコンにはスズが含まれていないことを示しています。処理後の沈降によって得られた図3bの粒子は、スズナノ粒子で装飾された大きなシリコン結晶粒子と非晶質相の3つの相を示しています。非晶質の不規則層には、処理後に最大 5 wt.% (約 1.2 at %) のスズが含まれます (図 3d のマイクロ EDS 分析)。アモルファスの性質はおそらく、1100 ～ 1200 °C での固体シリコン中の錫の溶解度の約 8 倍である非常に高い錫含有量によるものと考えられます。アモルファス相は、図 3b (四角で区切られた領域) に見られるように、シリコン結晶の最も外側の部分を溶融し、その後急速に急冷することによって形成されたと考えられます。これは図 3a では観察できませんでした。最初の加熱および溶融中に、周囲のナノ粒子からの Sn が大きなシリコン粒子の最外部と合金化し、アモルファス合金 Si-Sn 層が形成されます。スパーク放電によるシリコン粒子の加熱によりシリコン中へのスズの拡散が促進され、Si1-xSnx アモルファス相の合成が引き起こされると推測されます。マイクロ EDS ではアモルファス相に Sn の存在が確認されますが、c-Si と Sn のみが示される EEL スペクトルでは Si1-xSnx 相の指紋は観察されません (図 4)。これは確かに、Si1-xSnx の量が少ないためです。 TEM 電子ビームによるアモルファス Si-Sn 層の照射により、アモルファス Si-Sn 相の表面にスズ偏析が誘発されることに注目するのは興味深いことです (補足資料 5 を参照)。これにより、合金化スズの存在がさらに確認されます。 TEM ビームによる偏析により、ナノサイズ (直径 2 ～ 5 nm) の「溶解した」錫回転楕円体が形成されます。アモルファス相は熱力学的平衡から遠く離れていると予想され、電子照射により容易に 2 つの安定相 (シリコンとスズ) が形成されます。これも、Si-Sn EELS フィンガープリントが存在しない理由である可能性があります。

(a) 焼結材料から引っ掻いた Sn 球状体で修飾された Si 粒子の TEM 画像。 (b) 処理後に得られた Sn 球状体で修飾された Si 粒子の TEM 画像。 Si0.95Sn0.05 層は正方形で区切られています。 (c) 画像 (a) のシリコン結晶に対応するマイクロ EDS スペクトル。 (d) 画像 (b) の Si0.95Sn0.05 層に対応するマイクロ EDS スペクトル。

(a) 10 A の電流で合成した代表的なサンプルの Si-L3,2 エッジでの EEL スペクトル。比較のために 4 から取得した参照スペクトル (アモルファスおよび結晶シリコン、アモルファス SiO2) を示します。 (b) 10 A の電流で合成した代表的なサンプルの Sn-M4,5 エッジでの EEL スペクトル。比較のために 5 から取得した参照スペクトルを示します。

要約すると、バラスト抵抗とその結果としての放電電流に応じて、サイズが 10 nm に近いシリコンと錫のナノ結晶が合成され、空気中でさらに酸化されるか、粒子が加熱されて焼結ターゲットから剥がされて、次のような物質が合成されます。錫ナノ粒子で装飾された大きなシリコン結晶を取り囲む少量の Si1-xSnx アモルファス層。私たちの知る限り、この後者のメカニズムはこれまでに説明されたものとしては初めてのものです。この方法を、例えばメカニカルアロイングによって製造されるような、ナノサイズの粒子を有する合金に適用すると、適切なサイズと組成を有する分散ナノ粒子が得られる可能性がある。放電は単に表面を「引っ掻いて」粒子をシェル化するだけであり、これが複雑な相組成を維持できる理由を説明しています。

時間分解発光分光法は、バラスト抵抗 10 kΩ のみ (つまり、電流 1 A) で実行されました。 Si I、Si II、Sn I の転移線が観察されました (図 5)。逆に、NI ラインは見つかりませんでした。この窒素ラインの欠如はすでに報告されています15。窒素は合成プロセスにおいて化学的な役割を担っていないようです。短い波長範囲内に現れる 3 つの線 (補足資料 6 を参照)、つまり 288.2 nm の Si I の 1 つと 284 および 286.3 nm の Sn I の 2 つを選択することにより、これらの線の時間変化を一度に記録できます (図6）。

Si-10 at %Sn ターゲットと液体窒素に浸した Si ピン電極を 1 A の電流で流して得られた可視域スペクトル。

550 nm を超える遷移は 2 次です。

282 nm と 292 nm の間で観察された 3 つの選択されたラインの時間変化。

対応する遷移には、ほぼ同じエネルギーを持つ上位準位が含まれていますが、シリコンの線がスズ線の発光のわずかに前、またはたとえば同時に現れることに気づきました（補足資料6を参照）。

この実験結果はかなり予想外でした。実際、錫の融解温度 (505 K ～ 232 °C) はシリコンの融解温度 (1687 K ～ 1414 °C) よりもはるかに低いです。放電加工中に導電性電極にクレーターが形成されることを説明するために通常提唱されるメカニズムである放射線によって電極表面が加熱された場合 17、錫蒸気の放出はシリコン蒸気の放出よりもはるかに早く起こるはずです。シリコンの加熱は別のメカニズムによって確実に行われます。

77 K では、真性シリコンの導電率は 10−42 Ω−1 m−1 18 と低くなります。ドーピングされていても、依然として約 10−4 Ω−1 m−1 19 ですが、スズの導電率は 5 × 103 です。 Ω−1 m−1 20、まだ 77 K です。オーム電流は無視でき、コンデンサとして機能するシリコンウェーハには強い変位電流のみが流れます。その後、他の誘導システムと同様に、渦電流によって確実に加熱されます。局所的なジュール効果によって急速な温度上昇が引き起こされ、これがシリコンの早期放出の原因となります。さらに、液体窒素による Sn の冷却は、その熱伝導率が高いため、Si の冷却よりも効率的です (77 K で 60 W m-1 K-1 21 対 0.16 W m-1 K-1 20)。これらの実験条件では Si1-xSnx のナノ粒子は合成されないため、2 つの蒸気が同時に存在しても、予想されるように合金化された NC は生成されません。これは、たとえこれらの蒸気が同時に放出されたとしても、2 つの異なる蒸気から合金化されたナノ粒子を作成するのが難しいことを裏付けています。

バラスト抵抗がわずか 1 kΩ の場合、電流は 10 A になり、火花放電はさらに強力になります。焼結ターゲットの浸食メカニズムは完全に異なります。 β-Sn 回転楕円体で装飾された大きなシリコン結晶 (約 500 nm) 内での Si0.95Sn0.05 の合成は、図 7 に示すように達成されます。私たちの知る限り、この後者のメカニズムはこれまでに説明された初めてのものです。放電が焼結材料に当たると、錫球状体で装飾された非常に大きなシリコン粒子が加熱されます。シリコン中のスズの拡散が活性化され、シリコン粒子の周囲にSi0.95Sn0.05からなるアモルファス層が合成されます。放電は非常に強力であるため、温度勾配はおそらく十分に強く、結晶の殻を破るのに十分な応力を誘発します。さらに、これらの条件で収集されたばらばらの粒子の平均サイズは、ターゲット、つまり焼結材料内のシリコン粒子のサイズに一致します。次に、合金化が達成され、大きなシリコン結晶を取り囲み、錫ナノ粒子で装飾された少量の Si1-xSnx の合成が可能になることをここで強調することが重要です。

β-Sn 球状体で装飾された大きなシリコン結晶 (~500 nm) の端にある Si0.95Sn0.05 相が高強度放電によってどのように合成されるかを説明する、提案された成長メカニズム。

シリコンピン電極と焼結Si-Snターゲットの間の液体窒素中での放電は、予想外の結果をもたらしました。

- 放電電流に応じて、Siマトリックスに埋め込まれたβ-Snナノ結晶が合成され、液体窒素の蒸発後に空気中で酸化されるか（高バラスト抵抗 – 低電流）、または錫ナノ粒子と結晶シリコンからなる大きな複合粒子が加熱されます。焼結ターゲットからシェル化されます (低バラスト抵抗 – 高電流)。

- 大きなシリコン粒子の周りに最大 5 at%Sn を含むアモルファス相が合成されます。

- 時間分解発光分光法では、Si I、Si II、および Sn I 遷移が示されますが、窒素線は示されません。ナノ粒子内に窒素が存在しないことが、この特定の挙動に関連している可能性があります。

- 局所ジュール効果によるシリコンの急速加熱により、シリコン蒸気はスズ蒸気よりもわずかに早く放出されます。

両方の元素の蒸気は同時に最大放出に達しますが、放電では Si-Sn ナノ結晶は生成されませんでした。一方、焼結ターゲットの粒子をシェル化するためのツールとして放電を使用することにより、制御された組成でアモルファス相中のSiとSnを合金化できる可能性を示しました。私たちの研究は、将来の合成プロセスを調整するために不可欠な、パルス放電中に起こる重要なメカニズムに光を当てています。ターゲットの微細構造の影響を徹底的に研究し、合金化された NC の高度に制御された合成を達成するには、新たな実験が必要です。

この研究で使用された実験設定は、以前の研究の 15 で詳細に説明されています (補足資料 1 も参照)。簡単に説明すると、DC 高電圧電源 (Technix SR15-R-1200:15 kV–80 mA) は、低周波信号発生器によって制御される高電圧ソリッドステートスイッチ (BEHLKE HTS-301-03-GSM) に電力を供給します。したがって、+10 kV のパルス高電圧 (PHV) が電源電極に印加され、もう一方の電極は接地されました。対応する最大電流は、バラスト抵抗器の抵抗値 (それぞれ 1 kΩ または 10 kΩ) に応じて 10 A または 1 A でした。 1 つのパルスのオン時間は 200 ns でした。 PHV の動作周波数は通常 3 Hz でした。 1 回の放電で蓄積されるエネルギーはわずか約 10 μJ であるため、1000 回の連続放電後でも液体温度の上昇は測定されませんでした。

セットアップはピンツープレート構成で配置されました。電極間距離は、マイクロネジのおかげで 100 ± 10 μm に設定されました。シリコンチップは、R-DEC Co., Ltd. (茨城県) がプラズマ放電焼結を使用して作製した Si-10 at %Sn シリンダー (直径: 10 mm、純度 99.999%) に面しました。光学顕微鏡で評価した Si チップの曲率半径は約 100 μm です。ピン電極は、プレート電極に対する位置を制御するために XZ ステージに取り付けられました。これにより、電極間ギャップ距離を正確に設定することができ、表面ライン上での自由な移動が可能となった。

典型的な X 線回折 (XRD) パターン (補足資料 2 を参照) は、焼結材料が結晶質の α-Sn、β-Sn、および Si 相でできているが、Si1-xSnx 相は含まれていないことを示しています。 α-Sn 相は、焼結プロセス中にシリコン上でエピタキシャル成長することによって安定化されたと考えられます。

発光分光法は、250〜900 nmの範囲のスペクトル全体に対して100本の溝 mm−1 格子と、特定の遷移を記録するための1800本の溝 mm−1 格子を備えた焦点距離550 mmのモノクロメーター（Jobin-Yvon TRIAX 550）を使用して実行されました。高いスペクトル解像度で。分光計には、HORIBA Jobin-Yvon i-Spectrum Two iCCD 検出器が接続されました。各測定値は、100 ns の露光時間で 40 回記録された 25 のスペクトル (つまり 1000 イベント) にわたって平均されます。これら 40 回の各回の後、放電が貫通する可能性のある大きすぎるクレーターの形成を避けるためにピン電極を約 100 μm 移動する必要があり、収集される光が制限されます。この手順でも、比較的ノイズの多いデータが得られました。発光の記録は低電流 (1 A) でのみ可能でした。高電流 (10 A) では、侵食速度が速すぎて、巨大なクレーターと弱い観測可能な放出が発生しました (補足資料 3 を参照)。

デュワー様セルを形成する二重石英ビーカー (容積: 80 cm3) に、Air Liquide から提供された標準液体窒素 (純度: 99.995%) を充填しました。容器の底には、1000 回の連続放電後に合成された粒子を収集するためにアルミニウム基板が堆積されました。これらの粒子は、アルミニウム基板の表面をこするだけで、TEM 銅グリッド上の穴のあるカーボンフィルム上に転写されました。溶解ガスによる汚染、容器壁に吸着した塵やその他の汚染物質、表面や合成 NP から放出される破片などにより、液体の導電率が変化します。液体の劣化は吐出自体にも影響します。この影響を制限するために、2 回の一連の放電の間にセルを洗浄し、液体を新しくしました。

TEM 調査は、GIF Quatum ER を備えた 200 kV (点分解能 0.19 nm) で動作する JEOL ARM 200F-Cold FEG TEM/STEM を使用して、成長したままの NC に対して実行されました。 EELS 実験は回折モードで実行されました。分光計は、エネルギー分散が 0.05 eV/チャネルに設定されています。コンデンサーの開口、分光計の入口、カメラの長さはそれぞれ 150 μm、2.5 mm、4 cm で、収集半角は 20 mrad、損失ゼロピークの半値全幅 (FWHM) で測定したエネルギー分解能は 0.5 eV になりました。

この記事を引用する方法: Kabbara, H. et al. Si-Sn焼結電極からの液体窒素中での放電によるナノ結晶の合成。科学。議員 5、17477; 土井: 10.1038/srep17477 (2015)。

コハンデガン、A.ら。ナノメートルスケールの Sn コーティングはシリコンナノワイヤ LIB アノードの性能を向上させます、J. Mater. 化学。 A 2、11261–11279 (2014)。

記事 CAS Google Scholar

シュヴルチェク、V. 他水中でのnsパルスレーザーアブレーションによって調製された半導体量子閉じ込めシリコン-スズ合金ナノ結晶Nanoscale 5、6725-6730 (2013)。

記事 ADS Google Scholar

赤坂裕也、堀江和也、中村剛、塚本和也、雪本裕也、後方散乱解析によるシリコン中への錫拡散の研究、Jpn. Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 13、1533–1540 (1974)。

記事 CAS ADS Google Scholar

Jensen、RVS、Pedersen、TG & Larsen、AN Si-Sn 系の準粒子の電子的および光学的特性 J. Phys. 条件事項 23、345501 (2011)。

記事 Google Scholar

Kurt、AJ & Ashcroft、NW 規則正しいシリコン合金の電子構造: ダイレクトギャップシステム Phys. Rev. B 54、14480–14486 (1996)。

記事 Google Scholar

佐藤、S.、森、K.、アリヤダ、O.、篤、H. & 米沢、T. 液体中のマイクロ波誘起プラズマによる銀と白金のナノ粒子の合成 Surf. コート。テクノロジー。 206、955–958 (2011)。

記事 CAS Google Scholar

米沢哲、氷野明、佐藤 S.、新谷田 O. 液体中でのマイクロ波誘導プラズマを用いた酸化亜鉛ナノ粒子の調製 Chem. レット。 39、783–785 (2010)。

記事 CAS Google Scholar

Liu、S.-M.、小林 M.、佐藤 S.、木村 K. 水中でのアーク放電によるシリコンナノワイヤとナノ粒子の合成 Chem. 共通。 37、4690–4692 (2005)。

記事 Google Scholar

Delaportas, D.、Svarnas, P.、Alexandrou, I. & Hall, S. アノード材料に依存する多様なナノ構造の形成のための水中でのアーク放電のプラズマ IEEE Trans。プラズマ科学 39、2628–2629 (2011)。

記事 CAS ADS Google Scholar

Ashkarran, AA、Iraji zad, A.、Ahadian, MM & Mahdavi Ardakani, SA 脱イオン水中でのアーク放電法によって調製された WO3 ナノ粒子の合成と光触媒活性 Nanotechnol。 19、195709 (2008)。

記事 CAS ADS Google Scholar

佐野直也ほか水中でのアーク放電によって生成されるカーボンオニオンの特性 J. Appl. 物理学。 92、2783–2788 (2002)。

記事 CAS ADS Google Scholar

チャン、H.ら。超音波直交振動を利用した ASNSS を使用した Co/Ag ナノ化合物流体の調製 J. Alloys Compounds 504、S376–S379 (2010)。

記事 Google Scholar

Panuthai、N.、Savanglaa、R.、Praserthdam、P.、Kheawhom、S. 連続還元プロセスを伴うサブマージアーク放電によって合成された銅-亜鉛ナノ粒子の特性評価。Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 53、05HA11 (2014)。

記事 Google Scholar

Mardanian, M.、Nevar, AA、Nedel'ko, M. & Tarasenko, NV 液体ユーロ中での電気火花放電によるコロイド状 CuInSe2 ナノ粒子の合成。物理学。 J.D 67、208–213 (2013)。

記事 ADS Google Scholar

Hamdan, A.、Noël, C.、Ghanbaja, J. & Belmonte, T. さまざまな誘電性液体中での放電によって作成されたアルミニウムナノ構造の比較 Plasma Chem. プラズマプロセス。 34、1101–1114 (2014)。

記事 CAS Google Scholar

小林正史、Liu, S.-M.、佐藤伸治、八尾博司、木村和也、液体窒素中でのアーク放電法により作製したシリコンナノ粒子の光学評価、Jpn. Jpn. Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 45、6146–6152 (2006)。

記事 CAS ADS Google Scholar

ハムダン、A.ら。ヘプタンにおける血漿表面相互作用 J. Appl. 物理学。 113、213303 (2013)。

記事 ADS Google Scholar

Sah, CT、『ソリッドステートエレクトロニクスの基礎: ソリューションマニュアル』 (World Scientific Publishing 編集) (シンガポール、1996 年)。

Putley, EH & Mitchell, WH シリコンの電気伝導率とホール効果 Proc. 物理学。社会 72、193–200 (1958)。

記事 CAS ADS Google Scholar

Karamargin, MC、Reynolds, CA、Lipschultz, FP & Klemens, PG 4.5 ～ 77° K Phys における純錫の熱伝導率と電気伝導率。 Rev. B 5 2856–2863 (1972)。

記事 ADS Google Scholar

Glassbrenner CJ & Slack GA 3° K から融点までのシリコンとゲルマニウムの熱伝導率 Phys. 改訂 134、A1058–A1069 (1964)。

記事 ADS Google Scholar

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Leverhulme International Network (IN-2012-136「エネルギー用途のための大気圧プラズマによる材料処理」) および EPSRC (EP/K022237/1) は、この研究の一部資金提供に感謝します。また、有益なコメントをくださったドイツ、ボーフムのルール大学の Jan Benedikt 博士に心から感謝いたします。

ロレーヌ大学、ジャン・ラムール研究所、UMR CNRS 7198、NANCY、F-54042、フランス

H. カバラ & J. ガンバヤ

CNRS、ジャン・ラムール研究所、UMR CNRS 7198、NANCY、F-54042、フランス

C. クリスマス & T. ベルモント

レバノン、トリポリ、レバノン大学、理学部応用物理学科、セクションIII

K.フセイン

ナノテクノロジー & 統合バイオエンジニアリングセンター (NIBEC)、アルスター大学、Shore Road、Newtownabbey、BT37 0QB、英国

D.マリオッティ

国立研究開発法人産業技術総合研究所太陽光発電技術研究センター、〒305-8568 茨城県つくば市

V. シュヴチェク

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HK と CN が実験を設計し実現しました。 JG はすべての TEM 分析と解釈を実行しました。 KH はこの作業に物質的なサポートを提供します。 DM と V.Š. SiSn 材料の選択を定義するのに役立ち、放電プロセスの一般的な理解と研究のプレゼンテーションに貢献しました。 TB は作業全体を監督し、基本的なメカニズムのいくつかを提案し、原稿を準備しました。

著者らは、競合する経済的利害関係を宣言していません。

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Kabbara, H.、Noël, C.、Ghanbaja, J. 他 Si-Sn焼結電極からの液体窒素中での放電によるナノ結晶の合成。 Sci Rep 5、17477 (2015)。 https://doi.org/10.1038/srep17477

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受信日: 2015 年 7 月 24 日

受理日: 2015 年 10 月 29 日

公開日: 2015 年 12 月 1 日

DOI: https://doi.org/10.1038/srep17477

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