熱電材料是一種可以實現熱能和電能直接轉換的新能源材料,在工業余熱和汽車尾氣回收利用、下一代集成電路高效制冷和全光譜太陽能發電等領域具有重要且廣泛的應用[1,2]。由熱電材料作為核心部件制造的能量轉換器件可以將這些廢熱、余熱直接轉化成電能。其具有體積小、無運動部件、安全可靠、無污染、應用溫度范圍寬等顯著優勢。熱電材料的綜合輸運性能主要由無量綱的熱電優值(ZT值)表征,ZT＝σS2T/κ,其中,σ為電導率；S為Seebeck系數；T為熱力學溫度；κ為熱電材料的熱導率,用來反映材料的熱輸運性能,由晶格熱導率(κL)和電子熱導率(κE) 2部分組成(κ=κE+ κL)；S2σ為功率因子,用來反映熱電材料的綜合電輸運性能。目前,熱電材料的應用領域很窄,僅在深空探測發電設備、小功率制冷設備等小范圍應用,器件的轉換效率低且制造成本很高,因此未獲大規模的應用。主要有以下幾個原因：(1) 反映熱電材料的綜合性能的ZT值相對低,還需進一步提升；(2) 熱電器件的熱電腿(n型或p型熱電材料)與電極之間的接觸電阻較高；(3) 長時間服役過程中,電極與熱電材料之間的元素相互擴散會導致其性能和熱穩定性變差。此外,優異的力學性能對于實現熱電材料的長期服役也至關重要。因此,如何協同調控熱電材料的電、熱輸運性能,同時提高材料的力學性能是熱電研究領域的一個挑戰性難題。

在眾多熱電材料體系中,方鈷礦(如n型的CoSb3基[3~5]和p型Fe4Sb12基[6,7]金屬間化合物)是一種極具應用前景的中溫區熱電材料,由于其具有環境友好的化學組成和較高的載流子遷移率一直以來均備受關注。Slack于20世紀90年代提出了聲子玻璃-電子晶體(PGEC)概念[8]并被引入熱電材料的研究中,方鈷礦化合物便是具有這一特征的典型代表[9]。二元方鈷礦為bcc結構,單位晶胞中的2a位置含有2個大的二十面體晶格孔隙可以被稀土、堿土等元素填充形成填充方鈷礦,填充后方鈷礦的晶格熱導率會獲得數量級的降低,ZT值獲得大幅提升[10~15]。單相的n型雙填充和多填充方鈷礦的最高ZT值分別達到了1.4[12]和2.0[13]。在n型填充方鈷礦中引入磁性[16~18]或非磁性[19~22]納米第二相形成的納米復合材料可以進一步提升ZT值。近年來,通過傳統固相反應結合放電等離子燒結(SPS)技術[8,23]、機械合金化(MA)[24,25]、熔融旋甩結合熱壓(MS-HP)[26]或熔融旋甩結合SPS技術(MS-SPS)[27,28]、溫度梯度區熔法(TGZM)[29]和強塑性變形(SPD)[30,31]等先進合成方法制備出了一系列高性能的p型填充方鈷礦材料。其中,采用SPD技術制備的p型DD0.7Fe2.7Co1.3Sb11.8Sn0.2樣品最高ZT值達到了1.3[30]。此外,引入納米第二相[32,33]、特殊結構[34]或優化燒結溫度[7,35]等手段也能夠獲得高性能的p型填充方鈷礦材料。其中,通過原位形成Fe3Si納米第二相的p型方鈷礦La0.8Ti0.1Ga0.1-Fe3CoSb12材料[33]最高ZT值達到了1.2。然而,與通過納米復合、多元素填充或先進制備技術等手段獲得的一些n型填充方鈷礦材料[10~13,16~22]相比,p型填充方鈷礦材料的性能仍然偏低。因此,作為熱電器件核心部件中有前途的候選材料,改善p型方鈷礦材料的熱電性能對開發出高效熱電器件具有重要意義。

納米-介觀尺度微結構調控是提升熱電材料綜合輸運性能和力學性能的一個重要手段[36]。微結構的調控通常包括細化材料的晶粒尺寸使得其低維化[37]、材料中引入特殊結構[38]、引入納米第二相制備納米復合材料[16~22]等。通過在納米-介觀尺度的微結構調控,熱電材料的電子和聲子輸運可以得到協同優化,熱電性能大幅提升。此外,在熱電材料中引入納米第二相粒子,利用納米粒子與熱電基體材料之間的釘扎和黏合[21]等效應也可以使材料的力學性能得到顯著改善[39]。本文對近年來在納米-介觀尺度上調控p型方鈷礦熱電材料微結構的主要研究進展做了系統總結,對微結構的一些調控方法(圖1[34,40~46])做了詳細闡述。通過微結構的調控,p型方鈷礦材料的熱電性能和力學性能得到大幅提升,為熱電器件的應用提供科學和技術支撐。

納米晶熱電薄膜材料、一維納米線材料等多種低維熱電材料實現了熱電性能的大幅提升[47,48]。Hicks和Dresselhaus[48]提出,當材料的尺度降低到納米量級,電子和聲子的輸運將呈現出明顯的維度及尺寸效應,電性能的提升表現在Seebeck系數的提高,源于納米尺度上的量子阱效應引起的Fermi能附近電子態密度增加[37]。當材料尺寸與聲子波長相當時,會增加對聲子的散射,從而降低晶格熱導率。如果能進一步降低量子阱尺度到聲子平均自由程以下,會顯著提高材料的ZT值。近年來,p型方鈷礦納米晶和薄膜[42,49]熱電材料的制備,使其熱電性能得到了顯著改善。通過濕化學法[40,50~52]、MA[24,25,53~55]、MS[28,41,56~61]等方法獲得了p型方鈷礦納米粉體,以納米粉體為原料經燒結致密化得到塊體材料,獲得p型方鈷礦納米晶熱電材料。通過電化學沉積[49]或磁控濺射法[42]制備的薄膜低維結構也可以調控p型方鈷礦材料的電子和聲子輸運并改善其電熱輸運性能。

理論和實驗研究[38,62,63]表明,在塊體材料中引入一些特殊結構可以在不惡化電輸運性能的同時顯著降低聲子熱導率。因此,可以在熱電塊體材料中引入這些特殊結構(如微-納米孔、納米核殼結構[64~66]等),通過其對聲子的多尺度散射顯著降低晶格熱導率并進一步提升其熱電性能。

濕化學法是通過控制反應條件或使用不同的還原劑反應獲得納米粉體,實現了納米粉體形貌和尺寸的可控化,并且面向快速規?；苽?現已廣泛應用于p型方鈷礦納米粉體的制備[40,50~52]。Lu等[40]采用溶劑熱-熱壓成型的技術制備了La、Ce等稀土元素填充的Fe3CoSb12塊體材料,納米粉體的平均晶粒尺寸為60 nm,如圖2a[40]所示。納米結構會使電子有效質量增加,提高Seebeck系數,同時引入了更多晶界增加聲子散射,熱導率顯著降低,結果表明在773 K時La0.5Ce0.5Fe3CoSb12納米晶熱電材料的ZT值達到了0.82。

MA法是通過磨球對粉體的反復碾壓、摩擦、剪切、沖擊,粉體最終被粉碎形成彌散的超細顆粒并實現合金化。對于方鈷礦體系,由于存在包晶反應很難通過機械合金化直接獲得單相的化合物,通常使用高能球磨制備多相混合物的納米粉體,再燒結制備納米晶塊體材料[24,25,53~55]。Prado-Gonjal等[24]通過球磨工藝制備了Ce0.5Yb0.5Fe3.25Co0.75Sb12填充方鈷礦,粉體的晶粒尺寸約為100 nm,晶粒尺寸的降低使晶格熱導率降低,樣品在823 K時ZT值最高達到0.93,較傳統固相反應制備的樣品提高了14%。Rogl等[54]采用高能球磨結合熱壓燒結技術制備了晶粒尺寸為100~200 nm的高性能DDy(Fe1 -xCox)4Sb12填充方鈷礦,其ZT值在773 K時高達1.3。Jie等[25]經球磨熱壓快速制備了Ce0.45Nd0.45Fe3.5Co0.5Sb12填充方鈷礦,球磨數小時后粉體晶粒尺寸顯著降低(圖2b[25]),樣品的ZT值在750 K以上均達到了1.0。

MS是一種熔體快冷非平衡制備技術,在非晶金屬材料的制備領域有著廣泛的應用。該方法具有細化晶粒的作用,有利于粉體成分的均勻化和固溶極限的提高。MS法已廣泛應用于快速制備p型填充方鈷礦納米粉體[28,41,56~61]。Lee等[57]采用MS結合SPS技術制備高性能的Ce0.91Fe3.4Co0.59Sb12.14方鈷礦材料,樣品在750 K時ZT值達到1.15。Guo等[41]用MS裝置快速制備了Nd0.9Fe3CoSb12方鈷礦材料,與傳統方法制備的樣品(圖2c[41])相比,MS樣品晶粒尺寸顯著降低(圖2d[41]),晶粒尺寸的減小使晶界散射增加,顯著降低材料的晶格熱導率,Nd0.9Fe3CoSb12樣品在760 K時ZT值達到了1.0,較傳統方法制備的樣品提高了35%。Geng等[60]采用MS-HP技術制備了LaxTi0.1Ga0.1Fe3-CoSb12填充方鈷礦樣品(圖2e[60])。由于晶粒尺寸的降低、FeSb2微納米顆粒以及應變場漲落的產生使得MS樣品的晶格熱導率顯著降低,MS樣品的ZT最大值達到了1.2,比傳統退火樣品高出50% (圖2f[60])。

綜上,通過濕化學法、MA和MS等方法制備的納米晶熱電材料實現了結構低維化,降低了晶粒尺寸,顯著優化了電和熱輸運性能,為快速制備高性能p型方鈷礦熱電材料提供了良好前景。

Yadav等[49]使用電化學沉積技術合成了單相Co1 -xFexSb3薄膜,緊密的球狀納米顆粒均勻地覆蓋整個薄膜表面(圖3a[49])。Fe取代Co提供更多的空穴,隨Fe含量增加,載流子濃度提升,納米顆粒尺寸降低,功率因子和熱導率得到優化。Co0.95Fe0.05Sb3薄膜具有最優的電輸運性能(圖3b[49])及最高的ZT值。Liang等[42]采用磁控濺射法制備了Ti摻雜的p型CoSb3薄膜,球形納米顆粒均勻分散在薄膜表面(圖3c[42])。通過先沉積Ti納米前驅層(圖3d (1)[42])后沉積CoSb3的方式,CoSb3在Ti納米層上以島嶼模式生長(圖3d (2)[42]),經過退火處理(圖3d (3)[42])后制備出了含有納米結構的TixCo4Sb12薄膜。該薄膜豐富的納米結構以及Ti摻雜引起的晶格缺陷(圖3e[42])可以顯著散射中-短波聲子,使材料熱導率顯著降低。同時,這些特殊的納米結構和表面形態使Seebeck系數也顯著增加(圖3f[42]),Ti含量為0.72%的樣品在523 K時最高ZT值為0.86,比未摻雜Ti的CoSb3薄膜高6倍(圖3g[42])。

Fu等[34]用Te元素摻雜CeFe4Sb12方鈷礦時,發現基體晶粒中夾雜了一些尺寸各異的納米孔,如圖4a[34]所示。Te取代了Sb4環中的Sb,由于2者元素電負性的不同存在著電荷補償作用,這種作用會增加吸引電子的能力,改善載流子濃度,同時納米孔與方鈷礦基體之間勢壘的能量過濾效應[66]使Seebeck系數增加。此外,納米孔帶來的額外聲子散射使晶格熱導率大幅下降,773 K時CeFe4Sb11.9Te0.1樣品ZT值達到0.76 (圖4b[34]),與基體相比提高約61%。Tan等[43]用Zn來取代CeFe4Sb12中的Fe形成固溶體CeFe4 -xZnxSb12樣品,在Zn含量超過其固溶極限時,基體晶界上形成了尺寸為50~200 nm的ZnSb納米膜(圖4c[43])。與未摻雜的樣品相比,所有Zn摻雜的樣品都具有較高的ZT值,主要歸功于ZnSb納米膜引起的Seebeck系數增加。800 K時x= 0.1樣品ZT值達到了0.9 (圖4d[43]),相比不含Zn的樣品提高了15%。

通過p型方鈷礦熱電材料的低維化以及在其塊體材料中引入特殊結構,可以利用低維結構、特殊結構的納米效應或能量過濾效應協同優化電子和聲子輸運,實現了改善p型方鈷礦熱電材料輸運性能的目的。因此,低維化和引入特殊結構的納米-介觀尺度調控手段是提升p型方鈷礦熱電材料輸運性能的有效途徑。

除了低維化和引入特殊結構,引入納米第二相形成具有微-納米結構的納米復合材料也是提升方鈷礦熱電材料性能的有效方法[67]。納米第二相通常分布在基體的晶內和晶界處,晶界和相界面密度提高,載流子和聲子的傳輸受到干擾后會在界面產生附加勢壘,勢壘會對載流子產生附加散射,降低載流子遷移率[68,69],起到能量過濾作用[66],使Seebeck系數得以提高[70,71]。當第二相尺寸與聲子平均自由程相當時,對聲子的散射作用更強,可以有效地降低晶格熱導率。此外,制備納米復合熱電材料在提升熱電性能的同時還可提高材料的力學性能[72]。當前制備p型方鈷礦基納米復合熱電材料的主要方法有：機械混合[44,73,74]、液相混合[45,75~77]、原位析出[33,46,78~81]等。良好的納米復合熱電材料要求納米相的顆粒尺寸和分布狀態是可控的,這對其合成方法提出了巨大挑戰,特別是如何實現納米顆粒的均勻分散是納米復合熱電材料研究領域的核心問題。

機械混合法是制備納米復合熱電材料的傳統方法,制備過程主要是通過在基體粉末中球磨混合引入納米顆粒,經燒結致密化后得到塊體復合材料[44,73,74]。Katsuyama等[44]采用機械球磨的方法研究了MoO2/CeFe3CoSb12納米復合熱電材料,發現MoO2顆粒分散于基體表面(圖5a[44]),在提高電導率的同時增加聲子在晶界處的散射,有效降低了κL,含5%MoO2(摩爾分數)樣品在773 K時獲得最大ZT值1.22 (圖5b[44]),與基體相比ZT值提升了16%。Zhang等[74]采用球磨熱壓法制備了Mm2O3/MmFe4Sb12納米復合熱電材料(Mm表示Ce、La、Nd、Pr等混合金屬),尺寸低于200 nm的Mm2O3顆粒大量分散在基體中(圖5c[74]),納米顆粒的存在抑制了高溫下的晶粒長大,顯著降低了晶格熱導率,最終納米復合材料的ZT值較基體提高了約20% (圖5d[74])。機械混合制備納米復合熱電材料具有工藝簡單、含量容易控制等優點,是提升p型方鈷礦熱電材料ZT值的一個有效途徑。

液相混合是以液態溶劑為載體,基體相和分散相以懸浮液的形式共存于一種溶劑中,在制備過程中加以攪拌、超聲等手段促進兩相混合的方法,液相混合法已在p型方鈷礦納米復合熱電材料的制備中得到應用[45,75~77]。Zhou等[75]將BaFe12O19納米懸浮液與CeFe3CoSb12基體材料超聲混合然后離心干燥,結合SPS法制備了BaFe12O19/CeFe3CoSb12磁性納米復合熱電材料。通過優化BaFe12O19納米顆粒的含量實現了電和熱輸運性能的協同優化,800 K時含0.05%BaFe12O19(質量分數)的復合樣品ZT值達到了0.7,較基體提升了41.5%。Schmitz等[76]采用超聲分散的方法將多壁碳納米管(CNTs)引入Ce0.14La0.06Co2-Fe2Sb12中,部分CNTs分散在基體的晶界處,另一部分CNTs形成了大的孔狀結構的團聚體。沿晶界分散的CNTs導致附加界面對聲子的散射,使Seebeck系數增加。團聚的CNTs主要起到與孔隙相當的作用,降低了熱導率,最終納米復合材料的ZT值較基體提升了60%。Zong等[77]用超聲分散的方法將FeCl3插層石墨烯納米層(G${}_{\mathrm{F}\mathrm{e}\mathrm{C}{\mathrm{l}}_{\mathrm{3}}}$)嵌入p型多晶CoSb3材料中,石墨烯納米片主要分布在晶界(圖6a[77]),由于載流子濃度和遷移率的增加,功率因子顯著提升(圖6b[77]),同時界面聲子散射增強,晶格熱導率被有效抑制,G${}_{\mathrm{F}\mathrm{e}\mathrm{C}{\mathrm{l}}_{\mathrm{3}}}$含量為0.2%的納米復合樣品ZT值達到了0.6,較基體提升了450%,甚至可與稀土元素填充的p型Fe3CoSb12材料相媲美。Yadav等[45]通過超聲分散在p型CoSb3中加入MoS2納米片來改善其熱電性能,均勻分散的MoS2納米片抑制了晶粒生長并與基體形成新的界面(圖6c[45])。復合材料的電和熱輸運性能得到提升,電性能的提升來源于載流子能量過濾效應帶來的Seebeck系數的增加,熱導率降低是由于新界面引起的聲子散射和晶粒尺寸減小而增加的晶界聲子散射。結果表明,嵌入3%MoS2(質量分數)納米片的樣品600 K時獲得了最大ZT值0.53 (圖6d[45]),較基體提高了4倍。

在機械混合和液相混合制備納米復合熱電材料的過程中,納米顆粒由于其高的比表面能而不可避免地發生團聚現象,導致材料熱電性能和力學性能的下降。原位析出的方法解決了這一難題。原位析出法是通過材料內部獨特的原位反應得到均勻分布的納米第二相的一種方法。在p型方鈷礦中通過原位析出法制備納米復合材料是引入均勻分散第二相的常用手段[33,46,78~81]。Peng等[33]采用原位析出法制備了SixLa0.8Ti0.1Ga0.1Fe3(1 +x)CoSb12p型方鈷礦熱電材料,原位形成的50~200 nm的Fe3Si分散在基體中(圖7a[33])。Fe3Si納米相的析出引起載流子濃度降低,增加了Seebeck系數,同時原位析出的納米相使聲子散射加劇,引起熱導率的顯著降低。x= 0.1樣品的ZT值在750 K時達到了1.2 (圖7b[33])。Duan等[46]制備了p型Sn摻雜的方鈷礦Nd0.6Fe2Co2Sb12- xSnx,在晶面上原位形成了尺寸小于100 nm的SnSb第二相(圖7c[46]),點缺陷和原位析出的沉淀物對聲子的強烈干擾和聲子共振散射導致材料的晶格熱導率顯著降低,x= 0.4的樣品最大ZT值達到了0.92 (圖7d[46]),較基體提高了約30%。FeSb2是p型鐵基方鈷礦中最常見的雜質相之一,含有FeSb2第二相的復合材料具有良好的熱力學穩定性。Tan等[82]通過MS快速制備了具有多尺度納米結構的高性能p型CeFe4Sb12+yCe納米復合材料,由于額外添加了Sb,在晶界上原位析出了CeSb2(尺寸50~150 nm)和FeSb2(尺寸< 50 nm)納米顆粒(圖7e~g[82]),多尺度納米結構使材料熱導率顯著降低,在800 K時,其最大ZT值高于1,明顯高于采用傳統的熔融-退火法(TM)制備的樣品(圖7h[82])。與機械混合法相比,原位析出法制備p型方鈷礦熱電材料的析出相結構不易控制,但工藝簡單、成本低、顆粒分散、尺寸可控,因此也是提高p型方鈷礦電和熱輸運性能的一個有效途徑。

熱電器件的轉換效率主要取決于材料的ZT值,然而熱電材料模塊在加工和實際應用中經常受到服役環境的影響,所以除了優異的熱電性能外,出色的力學性能對于實現熱電材料的長期服役至關重要。研究[83]表明,n型方鈷礦的抗彎強度和斷裂韌性分別約為90 MPa和1.7 MPa·m1/2,而p型方鈷礦的抗彎強度和斷裂韌性分別約為50 MPa和1.1 MPa·m1/2。相比之下,p型方鈷礦的力學性能較差,成為方鈷礦基熱電器件結構失效的重要因素,所以改善p型方鈷礦的力學性能是亟待解決的難題。將微米或納米尺度的顆?；蚶w維(如Fe3Si納米顆粒[33]；碳基材料：碳纖維[84]、納米石墨烯層[85]；硼化物：Fe2.25Co0.75B、Ta0.8Zr0.2B[86]；Al2O3[87]等)與p型方鈷礦結合形成復合材料。通過這種納米-介觀尺度的微結構調控,在增強熱電性能的同時可以有效提高復合材料的力學性能[39]。

由于短碳纖維(Cf)具有高的抗磨性、高強度、高模量和良好的電性能,已經成功應用于航空航天、汽車和軍事國防工業。Wan等[84]通過傳統固相反應制備了CeFe4Sb12/Cf復合材料,短碳纖維的引入提高了納米復合材料熱電性能的同時優化了力學性能,800 K時ZT值達到了0.9。從樣品斷裂面和光面的SEM像(圖8a~d[84])可以看出,裂紋分支、偏轉、纖維拉出和裂紋橋接等微結構提高了材料的斷裂韌性,基體與纖維之間的強界面以及纖維的高彈性模量使樣品的彎曲強度和斷裂韌性大幅增加。宗鵬安和陳立東[85]將層片狀石墨烯(rGO)與p型方鈷礦材料復合制備了Ce0.85Fe3CoSb12/rGO納米復合材料,位于裂紋之間的rGO橋接了裂紋兩端的晶粒(圖8e和f[85]),樣品受力F作用后誘發裂紋,但需要先拉斷石墨烯才能繼續擴展(圖8g[85]),因此該過程將消耗額外功阻礙裂紋的擴展,產生增韌作用[88]。最終,納米復合材料的抗彎強度和斷裂韌性顯著增加,如圖8h[85]所示。Rogl等[86]通過高能球磨熱壓技術在p型DDy-Fe3CoSb12填充方鈷礦中加入納米級Fe2.25Co0.75B、Ta0.8Zr0.2B等硼化物,成功制備了晶粒尺寸約為200 nm的復合材料。含Ta0.8Zr0.2B顆粒的樣品823 K時ZT值達到了1.31。硼化物添加劑在優化熱電性能的同時也提高了材料的硬度、彈性模量和斷裂韌性,使得復合材料的力學性能顯著提升。α-Al2O3粒子因其優異的力學性能和高溫穩定性而成為納米分散體的候選者,Wen等[87]采用球磨和SPS技術成功制備了p型α-Al2O3/CoSb3納米復合材料。α-Al2O3納米顆粒分散在基體晶粒表面甚至嵌入到基體中。隨α-Al2O3納米粒子的添加,復合材料晶界處的結合強度得到了提升。結果表明,含1.0%α-Al2O3(質量分數)的復合樣品抗壓強度和彎曲強度分別達到了632.7和179.7 MPa,與基體相比,分別提高了42.7%和52%。復合材料優異的力學性能主要歸因于嵌入在基體中的α-Al2O3納米顆粒具有明顯的釘扎作用。

綜上,將p型方鈷礦基體與微米或納米尺度的纖維或第二相結合形成納米復合熱電材料,在優化熱電性能的同時可以有效地提高熱電材料的力學性能。

本文綜述了近年來在納米-介觀尺度調控p型方鈷礦熱電材料微結構的主要研究進展。通過低維化、引入特殊結構和納米第二相等微結構調控手段可以有效提升p型方鈷礦熱電材料的熱電性能和力學性能,為制備高效穩定的熱電器件提供了理論和技術支持。通過納米-介觀尺度微結構調控使得p型方鈷礦材料的熱電性能和力學性能得到一定程度提升,但是與材料的ZT值相對應的熱電器件的轉換效率和服役周期仍較低。目前,p型方鈷礦熱電材料的微結構調控研究中仍存在一些問題需要進一步研究。(1) 小型化是熱電器件發展的趨勢,因此進一步開發新的工藝來制備低維化或具有新穎特殊結構的高性能p型方鈷礦材料非常重要；(2) 引入納米第二相形成具有微-納米結構的納米復合熱電材料是提升p型方鈷礦材料熱電性能和力學性能的有效方法。進一步篩選與基體在相界面上有合適能帶匹配并且具有穩定物理化學性質的納米第二相是再次提升p型方鈷礦材料熱電和力學性能的關鍵；(3) 探索節能、低成本、可持續的新技術和新工藝來快速制備具有豐富微結構的高性能p型方鈷礦材料也尤為重要。

總之,要進一步通過在納米-介觀尺度調控微結構改善p型方鈷礦材料的熱電性能和力學性能還有很多工作要做。盡管挑戰無處不在,但熱電材料的研究正成為一項全球性活動。熱電材料與其他學科的交叉研究越來越廣泛,這將促進熱電研究和未來大規模應用的持續快速增長。