Chế tạo và khảo sát cấu trúc tinh thể và hình thái học của màng mỏng ZnO pha tạp (Ga và In)

Science & Technology Development, Vol 19, No.T3-2016 
Trang 84 
Chế tạo và khảo sát cấu trúc tinh thể và 
hình thái học của màng mỏng ZnO pha tạp 
(Ga và In) 
 Nguyễn Trần Hồng Nhật 
Trường Đại học Bách Khoa, ĐHQG-HCM 
 Trần Cao Vinh 
 Phan Bách Thắng 
Trường Đại học Khoa học Tự nhiên, ĐHQG-HCM 
(Bài nhận ngày 28 tháng 08 năm 2015, nhận đăng ngày 06 tháng 05 năm 2016) 
TÓM TẮT 
Chúng tôi đã chế tạo thành công màng mỏng 
ZnO thuần, ZnO pha tạp Ga, ZnO pha tạp đồng 
thời Ga và In bằng phương pháp phún xạ 
magnetron dc. Các kết quả XRD, EDX và 
FESEM thể hiện rõ ảnh hưởng của nguyên tố pha 
tạp Ga, In lên cấu trúc tinh thể và độ kết tinh của 
màng mỏng ZnO. Màng mỏng ZnO pha tạp Ga 
có tinh thể tốt nhất. Màng mỏng ZnO được đồng 
pha tạp Ga và In có tính tinh thể kém hơn so với 
màng GZO và ZnO. Bằng cách pha tạp đơn chất 
(Ga) và lưỡng chất (Ga và In), chúng tôi đã điều 
khiển được cấu trúc tinh thể của màng mỏng 
ZnO. Dựa vào các kết quả trên, các nghiên cứu 
về tính chất nhiệt điện của các màng mỏng ZnO 
thuần và ZnO pha tạp đang được tiến hành. 
Từ khóa: màng mỏng ZnO, pha tạp, Ga, In, Cấu trúc tinh thể 
MỞ ĐẦU 
Màng mỏng oxide dẫn điện trong suốt như 
In2O3 pha tạp Sn (ITO), SnO2 pha tạp F (FTO) 
được sử dụng làm điện cực dẫn điện trong suốt 
trong các thiết bị quang điện tử (màn hình hiển 
thị, pin mặt trời). Gần đây, có nhiều nghiên 
cứu và công bố khoa học về màng mỏng oxide 
ZnO pha tạp (B, Ga, In, Al) nhằm ứng dụng 
làm điện cực trong suốt như ITO và FTO vì vật 
liệu ZnO có các thuận lợi với giá thành rẻ do trữ 
lượng quặng lớn, có điện trở suất thấp gần tương 
đương màng ITO khi pha tạp thích hợp, độ hấp 
thụ thấp hơn ITO trong vùng khả kiến. 
Bên cạnh các ứng dụng nêu trên, vật liệu 
ZnO cũng được nghiên cứu cho ứng dụng nhiệt 
điện [1-6]. Hiện nay, năng lượng nhiệt được quan 
tâm nghiên cứu cho chuyển hoá thành điện năng 
với các lý do sau: (1) nhiệt năng tồn tại khắp mọi 
nơi, từ nhiều nguồn như ánh sáng mặt trời, nhiệt 
dư từ máy móc, thân nhiệt con người, (2) quá 
trình chuyển hoá nhiệt năng thành điện năng 
không gây tác hại tiêu cực đến môi trường sống 
như không gây ra tiếng ồn, không có chất thải... 
(3) và nâng cao hiệu suất sử dụng của các nhiên 
liệu khác như xăng dầu trong động cơ đốt trong 
vì hiện nay động cơ đốt trong có hiệu suất thấp 
do một phần lớn xăng dầu bị tiêu hao thành nhiệt 
dư [1-24]. 
Vật liệu nhiệt điện là loại vật liệu có khả 
năng chuyển đổi nhiệt năng thành điện năng dựa 
trên hiệu ứng vật lý Seebeck: sự chênh lệch nhiệt 
độ được duy trì ở hai đầu của vật liệu sẽ sinh ra 
một điện thế. Những vật liệu có độ dẫn điện cao 
như kim loại lại có hệ số Seebeck rất nhỏ, trong 
khi đó, chất bán dẫn có hệ số Seebeck lớn lại có 
TAÏP CHÍ PHAÙT TRIEÅN KH&CN, TAÄP 19, SOÁ T3- 2016 
 Trang 85 
độ dẫn điện kém hơn. Độ dẫn điện và độ dẫn 
nhiệt đều phụ thuộc vào cấu trúc tinh thể của vật 
liệu. Độ dẫn điện của vật liệu phụ thuộc vào nồng 
độ hạt tải và độ linh động của hạt tải. Nồng độ 
hạt tải của vật liệu có thể được điều khiển bằng 
pha tạp đối với chất bán dẫn. Độ linh động của 
hạt tải phụ thuộc vào chất lượng của cấu trúc tinh 
thể và các sai hỏng tồn tại bên trong cấu trúc tinh 
thể. Các sai hỏng vốn tồn tại bên trong cấu trúc 
tinh thể sẽ gây ra tán xạ, làm giảm độ linh động 
của hạt tải cũng như độ dẫn điện của vật liệu 
giảm. Đồng thời, các tán xạ này cũng làm giảm 
độ dẫn nhiệt cho vật liệu. Đây chính là lý do 
khiến việc chế tạo vật liệu nhiệt điện có hệ số 
phẩm chất ZT cao gặp nhiều khó khăn. 
Trong nghiên cứu này, bên cạnh mục tiêu cải 
thiện độ dẫn điện của màng ZnO bằng cách pha 
tạp Ga và In, chúng tôi cũng muốn điều khiển độ 
tinh thể của màng mỏng ZnO pha tạp thông qua 
sự chênh lệch bán kính giữa các ion Zn2+, Ga3+ và 
In3+ (ion Zn2+ có bán kính lớn hơn ion Ga3+ và 
nhỏ hơn bán kính của ion In3+). Quan điểm được 
đưa ra là sự bù trừ chênh lệch lớn nhỏ giữa các 
bán kính ion khi được pha tạp với một tỉ lệ thích 
hợp sẽ giúp điều khiển tính tinh thể của màng 
mỏng ZnO. In và Ga đều thuộc nhóm IIIA, đều 
đóng vai trò donor khi pha tạp nên nồng độ hạt 
tải cao vẫn được đảm bảo. Phương trình sai hỏng 
khi pha tạp của Ga và In vào màng mỏng ZnO 
đều cho một electron dẫn trên mỗi nguyên tử pha 
tạp. 
GaZn
x 	⟶	GaZn
 • + e' (1) 
InZn
x 	⟶	InZn
 • + e' (2) 
VẬT LIỆU VÀ PHƯƠNG PHÁP 
Màng mỏng ZnO thuần, pha tạp Ga, đồng 
pha tạp Ga và In được lắng đọng trên đế thủy tinh 
soda-lime Marienfeld (Germany) bằng phương 
pháp phún xạ magnetron cao áp một chiều (Dc-
sputtering) trên hệ phún xạ Univex 450. Bia phún 
xạ được sử dụng là bia gốm ZnO thuần khiết, bia 
gốm ZnO pha tạp 5 % at Ga, bia gốm ZnO được 
đồng phạ tạp 4,5 % at Ga và 0,5 % at In. Các bia 
gốm phún xạ được chế tạo từ hỗn hợp bột ZnO, 
Ga2O3 và In2O3 có độ tinh khiết 99,999 %. Áp 
suất nền là 6×10-6 torr, áp suất làm việc là 
4,5×10-3 torr, khoảng cách bia đế là 5 cm, công 
suất phún xạ là 60 W và lưu lượng khí Ar là 20 
sccm. Trước khi phún xạ, đế thủy tinh được tẩy 
rửa trong bể siêu âm bằng dung dịch NaOH 1 %, 
acetone, nước cất và sau đó tiếp tục được tẩy rửa 
bằng plasma trong buồng chân không 15 phút 
trước khi phún xạ. Cấu trúc tinh thể của các màng 
mỏng được xác định bằng phương pháp nhiễu xạ 
tia X trên máy D8 Advance–Bruker. Thiết bị hiển 
vi điện tử quét phát xạ trường (FESEM) được sử 
dụng để đánh giá hình thái học bề mặt các màng 
mỏng. Thiết bị tán sắc năng lượng tia X (EDX) 
được sử dụng nhằm xác định các thành phần 
nguyên tử tồn tại trong các màng mỏng. Độ dày 
các màng mỏng được xác định bằng phương pháp 
dao động thạch anh và phương pháp Stylus với 
máy Dektak 6M. Các màng mỏng ZnO, ZnO pha 
tạp Ga (GZO), ZnO pha tạp Ga và In (IGZO) có 
độ dày khoảng 1100 nm. 
KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN 
Cấu trúc tinh thể của màng mỏng ZnO thuần 
và ZnO pha tạp 
Hình 1. Giản đồ nhiễu xạ tia Xcủa các màng mỏng (A) 
ZnO, (B) GZO và (C) IGZO 
A 
B 
C 
Science & Technology Development, Vol 19, No.T3-2016 
Trang 86 
Giản đồ nhiễu xạ tia X của cả ba màng mỏng 
ZnO, GZO, IGZO cho thấy hai đỉnh đặc trưng 
cao nhất ở vị trí góc 2 khoảng 34,4 0 và 69,2 0. 
Trong đó, đỉnh ở vị trí 69,2 0 đặc trưng cho mặt 
mạng Si (400) của đế Si [7]; đỉnh còn lại là vị trí 
đặc trưng cho mặt mạng (002) trong mạng tinh 
thể lục giác wurtzite của vật liệu ZnO. Điều này 
cho thấy, kể cả đối với màng pha tạp GZO và 
IGZO, vẫn tồn tại dạng cấu trúc tinh thể wurtzite 
đặc trưng này. Pha tạp ở mức này không làm thay 
đổi dạng cấu trúc tinh thể của vật liệu, tuy nhiên, 
pha tạp làm biến đổi chất lượng tinh thể, định 
hướng và kích thước hạt của màng mỏng. Điều 
này thể hiện qua sự biến đổi các giá trị của vị trí 
đỉnh phổ, số lượng các đỉnh phổ, cường độ đỉnh 
phổ và độ bán rộng. Khi các tạp chất được pha 
tạp vào màng, chúng có thể tồn tại dưới dạng 
thay thế cation Zn, tồn tại tại vị trí xen kẽ, tại 
biên hạt hoặc ở dạng oxide Ga2O3, In2O3. Phổ 
nhiễu xạ tia X không cho thấy các đỉnh đặc trưng 
cho oxide nên có thể kết luận không tồn tại các 
pha oxide Ga2O3, In2O3 bên trong màng. 
Bằng cách so sánh vị trí các đỉnh phổ (002) 
trong các mẫu ZnO, GZO, IGZO với đỉnh đặc 
trưng (002) của bột ZnO ở vị trí góc 2 ~ 34 0, có 
thể dự đoán được ứng suất tồn tại trong các mẫu 
màng mẫu. Các vị trí đỉnh (002) của cả ba mẫu 
đều có giá trị nhỏ hơn 34,44 0, dự đoán ứng suất 
tồn tại trong ba màng đều là ứng suất nén [8]. 
Điều này sẽ được kiểm chứng cụ thể dựa vào kết 
quả tính toán (Hình 2C). Sự biến đổi vị trí các 
đỉnh phổ được gây ra có thể do các nguyên nhân 
như sự thay thế, xen kẽ của các ion tạp chất, sự 
tồn tại của các sai hỏng, ứng suất hay sự biến đổi 
thành phần pha bên trong màng. Ở ba mẫu màng 
mỏng này, sự thay đổi vị trí góc 2 phù hợp với 
định luật nhiễu xạ Bragg 2dsinθ = λ. Bán kính 
của Ga3+ nhỏ hơn so với Zn2+, dẫn đến khoảng 
cách giữa các mặt mạng trong mẫu GZO giảm so 
với ZnO, giá trị của góc theta của mẫu GZO 
(34,42 0) lớn hơn ZnO (34,21 0). Tương tự, bán 
kính của In3+ lớn hơn Zn2+, giá trị của góc theta 
giảm từ 34,42 0 (GZO) xuống 34,33 0 (IGZO). 
Độ bán rộng (FWHM) của các đỉnh phổ là 
một thông số quan trọng để đánh giá độ tinh thể 
của các màng mỏng. Từ Hình 1 nhận thấy rằng 
màng mỏng GZO có độ tinh thể tốt nhất do có độ 
bán rộng hẹp nhất. Độ bán rộng rất nhạy với tính 
tinh thể của màng mỏng do từ giá trị của độ bán 
rộng, có thể tính được kích thước hạt của màng. 
Đối với màng mỏng có tính định hướng càng cao, 
tức là cường độ đỉnh phổ càng lớn, hình dạng phổ 
càng hẹp và đối xứng, hạt tinh thể phát triển ưu 
tiên theo một hướng nhất định, kích thước hạt sẽ 
càng lớn. Kích thước hạt (D) được xác định theo 
công thức Sherrer thông qua độ bán rộng của các 
đỉnh nhiễu xạ. Bước sóng sử dụng trong phương 
pháp phân tích là Cu Kα, λ = 0,15406 nm. 
D = 0,9λ
βcosθ
 (3) 
Với β là độ bán rộng của đỉnh phổ (FWHM) 
Mật độ biến dạng: 
δ = 1 D2⁄ (4) 
Ứng suất của màng mỏng được tính dựa vào 
công thức Hoffman: 
ε = 2C13
2 - C33(C11 + C12)
C13
(c - co)
co
 (5) 
Trong đó,  là ứng suất đàn hồi, c là hằng số 
mạng theo trục c của màng mỏng đối với mặt 
(002) được tính bằng công thức c = λ sin Ө⁄ , co= 
0,5206 nm là hằng số mạng trục c của vật liệu 
khối, Cij là hằng số đàn hồi của tinh thể wurtzite 
ZnO có các giá trị được trình bày trong Bảng 1. 
Bảng 1. Giá trị các thông số Cij 
Cấu trúc C11 C12 C13 C33 
ZnO Wurtzite 209,7 121,1 105,1 210,9 
TAÏP CHÍ PHAÙT TRIEÅN KH&CN, TAÄP 19, SOÁ T3- 2016 
 Trang 87 
Hình 2. Các thông số cấu trúc tinh thể của các màng 
mỏng ZnO, GZO và IGZO: (A) Kích thước hạt tinh 
thể, (B) Mật độ biến dạng đường và (C) Ứng suất nén 
Kết quả tính toán theo công thức (3-5) được 
trình bày ở Hình 2 cho thấy màng mỏng IGZO có 
kích thước hạt tinh thể nhỏ nhất, màng mỏng 
GZO có kích thước hạt tinh thể lớn nhất. Nhận 
thấy rằng, màng mỏng có cường độ đỉnh nhiễu xạ 
càng cao và độ bán rộng càng nhỏ thì kích thước 
hạt càng lớn. Ứng suất tính được đều mang giá trị 
âm, có nghĩa là ứng suất tồn tại bên trong các 
màng mỏng đều là ứng suất nén. Về độ lớn, màng 
mỏng ZnO có ứng suất nén lớn nhất và mật độ 
biến dạng cao nhất. Ứng suất nén tồn tại trong 
màng mỏng ZnO chủ yếu là ứng suất giữa đế Si 
và màng. Màng mỏng GZO có ứng suất nén và 
mật độ biến dạng nhỏ nhất, gây ra do sự chênh 
lệch bán kính ion giữa Ga3+ (0,062 nm) và Zn2+ 
(0,074 nm). Với màng mỏng IGZO, do sự có mặt 
của In3+ với bán kính ion lớn nhất (0,081 nm), 
ứng suất nén trong màng tăng lên so với mẫu 
GZO. 
Hình 3. Giản đồ nhiễu xạ tia X ở thang chia nhỏ của 
các màng mỏng (A) ZnO, (B) GZO và (C) IGZO 
Ngoài đỉnh phổ đặc trưng (002) có cường độ 
cao nhất, giản đồ nhiễu xạ tia X còn cho thấy các 
đỉnh phổ khác với cường độ nhỏ hơn (Hình 3). 
Điều này chứng minh không tồn tại chỉ duy nhất 
một định hướng ưu tiên theo mặt (002) mà còn 
tồn tại các định hướng tinh thể khác như (100), 
(001). Đỉnh phổ đặc trưng cho Si (200) cũng xuất 
hiện. Trong 3 màng ZnO, GZO và IGZO thì 
màng mỏng ZnO có nhiều định hướng tinh thể 
nhất, bao gồm các định hướng mặt (100), (002) 
và (101), thể hiện tính đa tinh thể của màng. Kết 
hợp với các yếu tố như cường độ của đỉnh (002) 
cao nhất, độ bán rộng nhỏ nhất, kích thước hạt 
tinh thể lớn nhất, có thể kết luận rằng màng GZO 
có tính tinh thể tốt nhất trong cả ba mẫu màng 
mỏng. Mẫu IGZO chỉ có một định hướng duy 
nhất là (002) nhưng có cường độ đỉnh phổ là thấp 
nhất, độ bán rộng lớn nhất và kích thước hạt nhỏ 
nhất. Mẫu IGZO có tính tinh thể kém hơn các 
màng ZnO và GZO. 
A 
B 
C 
C 
A 
B 
Science & Technology Development, Vol 19, No.T3-2016 
Trang 88 
Phổ tán sắc năng lượng tia X (EDX) của các màng mỏng ZnO thuần và ZnO pha tạp 
Hình 4. Phổ EDXcủa các màng mỏng (A) ZnO, (B) GZO và (C) IGZO 
Phổ tán sắc năng lượng tia X cho biết tỉ lệ 
thành phần các nguyên tố thực tế tồn tại trong các 
màng mỏng dựa vào việc ghi lại phổ tia X phát ra 
từ vật rắn do tương tác với các chùm điện tử có 
năng lượng cao trong các kính hiển vi điện tử. 
Hình 4 xác nhận sự tồn tại của các nguyên tố Zn, 
O, In và Ga trong các màng mỏng. Thành phần tỉ 
lệ các nguyên tố thực tế bên trong các màng 
mỏng (Bảng 2) có sự khác biệt với thành phần 
pha trộn trong bia. 
Bảng 2. Phần trăm nguyên tử % at thu được từ 
phương pháp phân tích EDX của các màng mỏng 
ZnO, GZO và IGZO 
 O K Zn L 
Ga 
L 
In 
L 
Si 
K 
Total 
ZnO 52,57 47,17 0,26 100 
GZO 52,91 43,70 2,82 0,57 100 
IGZO 53,45 43,25 2,59 0,33 0,38 100 
Tỉ lệ phần trăm khối lượng và nguyên tử O 
trong màng tăng nhưng không đáng kể theo thứ 
tự ZnO, GZO, IGZO. Tổng tỉ lệ thành phần các 
cation Zn, Ga, In của các mẫu lại có sự giảm theo 
thứ tự ZnO, GZO, IGZO. Tỉ lệ của Zn trong mẫu 
màng mỏng ZnO nhỏ hơn so với màng ZnO pha 
tạp (GZO và IGZO) có thể do sự thay thế của các 
ion Ga3+ và In3+ ở vị trí của ion Zn2+. Khi so sánh 
tỉ lệ thành phần Zn giữa hai màng GZO và IGZO, 
tỉ lệ thành phần nguyên tử của Zn trong mẫu 
IGZO kém hơn so với mẫu GZO dù tổng thành 
phần nguyên tử pha tạp khi chế tạo bia trong cả 
hai mẫu đều bằng 5 %. Tỉ lệ thành phần của Ga 
trong màng GZO nhỏ hơn trong màng IGZO do tỉ 
lệ thành phần pha trộn trong bia của mẫu chế tạo 
GZO nhỏ hơn của mẫu IGZO. 
Hình thái học bề mặt của các màng mỏng ZnO 
thuần và ZnO pha tạp 
Hình 5 là hình ảnh bề mặt của các màng 
mỏng thu được từ kính hiển vi điện tử quét hiệu 
ứng trường FESEM với độ phân giải cao cho biết 
hình thái học bề mặt của các màng mỏng ZnO, 
GZO và IGZO. 
B 
C 
A 
TAÏP CHÍ PHAÙT TRIEÅN KH&CN, TAÄP 19, SOÁ T3- 2016 
 Trang 89 
Hình 5. Ảnh FESEM của các màng mỏng (A) ZnO, 
(B) GZO và (C) IGZO 
Màng mỏng ZnO có hình thái các hạt tương 
đối rõ ràng hơn so với các màng mỏng GZO và 
IGZO. Ảnh FESEM của màng mỏng ZnO cho 
thấy các hạt không đồng nhất trên toàn bộ bề mặt 
màng. Nguyên nhân là do màng mỏng ZnO có 
nhiều định hướng phát triển nhất trong cả ba 
mẫu, phù hợp với kết quả XRD ở Hình 2: các 
định hướng tinh thể khác nhau cho các hình thái 
hạt trên bề mặt có kích thước và hình dạng khác 
nhau cùng tồn tại trên bề mặt. Màng mỏng GZO 
có bề mặt nhẵn và phẳng hơn, biên hạt thể hiện 
trên ảnh không rõ ràng như màng ZnO. Về mật 
độ màng quan sát được trên bề mặt, màng mỏng 
IGZO có độ xếp chặt kém hơn các màng mỏng 
ZnO và GZO. 
Kích thước hạt quan sát từ ảnh FESEM có 
giá trị khác so với kết quả tính toán từ giản đồ 
nhiễu xạ XRD. Nguyên nhân là do hạt tinh thể 
quan sát được trên ảnh FESEM là nhờ vào các 
biên hạt có thể quan sát được trên ảnh, trong khi 
phương pháp XRD xác định kích thước của các 
vùng tinh thể nhỏ trong màng nhờ vào hiện tượng 
cộng hưởng của các tia nhiễu xạ. 
KẾT LUẬN 
Màng mỏng ZnO thuần khiết, ZnO pha tạp 
Ga, ZnO pha tạp đồng thời Ga và In được chế tạo 
bằng phương pháp phún xạ magnetron Dc. Các 
kết quả phân tích XRD, EDX và FESEM cho 
thấy rõ sự ảnh hưởng của pha tạp Ga, In lên cấu 
trúc tinh thể và độ kết tinh của màng mỏng ZnO. 
Màng mỏng ZnO pha tạp Ga có cấu trúc tinh thể 
tốt nhất. Màng mỏng ZnO đồng pha tạp Ga và In 
có cấu trúc tinh thể kém hơn so với màng GZO 
và ZnO. Điều này chứng tỏ, bằng cách pha tạp 
đơn chất (Ga) và lưỡng chất (Ga và In), cấu trúc 
tinh thể của màng mỏng ZnO được cải thiện. Các 
nghiên cứu tiếp theo sẽ tập trung vào việc khảo 
sát tính chất điện (nồng độ hạt tải, độ linh động 
và điện trở suất, hệ số Seebeck) của các màng 
mỏng ZnO, GZO và IGZO. Bên cạnh đó, phương 
pháp XPS sẽ được sử dụng nhằm xác định trạng 
thái ion hoá của các nguyên tố pha tạp Ga và In 
trong màng. 
Lời cảm ơn: Nội dung nghiên cứu trong bài 
báo được thực hiện với sự hỗ trợ kinh phí từ Quỹ 
phát triển Khoa học và Công nghệ quốc gia 
(NAFOSTED - 103.02-2015.105). 
A 
C 
B 
Science & Technology Development, Vol 19, No.T3-2016 
Trang 90 
Investigation of the crystal structure and the 
morphology of In and Ga-doped ZnO thin 
films applied for thermoelectric materials 
 Nguyen Tran Hong Nhat 
University of Technology, VNU-HCM 
 Tran Cao Vinh 
 Phan Bach Thang 
University of Science, VNU-HCM 
ABSTRACT 
Undoped ZnO, Ga-doped ZnO, Ga and In 
dually doped-ZnO thin films were deposited by 
using magnetron Dc technique. Results from 
XRD, EDX and FESEM confirm influences of Ga 
and In dopants on the crystalline structure and 
the crystallinity of the ZnO thin films. Ga-doped 
ZnO thin films possess the highest crystallinity, 
while In and Ga dually doped-ZnO thin films 
were the worst. Through single and dual doping, 
the crystalline quality of the ZnO thin films can 
be controlled. Further researchs will be focused 
on the thermoelectric properties of the undoped 
ZnO and doped ZnO thin films. 
Key words: ZnO thin films, dopants, Ga, In, Crystalline structure 
TÀI LIỆU THAM KHẢO 
[1]. M. Ohtaki, Recent aspects of oxide 
thermoelectric materials for power generation 
from mid-to-high temperature heat source, 
Journal of the Ceramic Society of Japan, 119, 
770-775 (2011). 
[2]. M. Aparicio, A. Jitianu, L. C. Klein, Sol-gel 
processing for conventional and alternative 
energy, Springer (2012). 
[3]. N.V. Nong, N. Pryds, Nanostructured oxide 
materials and modules for high-temperature 
power generation from waste heat, Adv. Nat. 
Sci.: Nanosci. Nanotechnol, 4 (2013). 
[4]. S. Walia, S. Balendhran, H. Nili, S. 
Zhuiykov, G. Rosengarten, Q.H. Wang, M. 
Bhaskaran, Transition metal oxides–
thermoelectric properties, Progress in 
Materials Science, 58, 1443 (2013). 
[5]. A. Nag, V. Shubha, Oxide thermoelectric 
materials: A structure–property relationship, 
Journal of Electronic Materials, 43, 4, 962 
(2014). 
[6]. G. Ren, J. Lan, C. Zeng, Y. Liu, B. Zhan, S. 
Butt, Y. H. Lin, and C. Nan, High 
performance oxides-based thermoelectric 
materials, JOM, 67, 1, 211 (2015). 
[7]. M. Ohtaki, T. Tsubota, K. Eguchi, H. Arai, 
High‐temperature thermoelectric properties 
of (Zn1−xAlx)O, J. Appl. Phys., 79, 1816 
(2009). 
[8]. M. Ohtaki, K. Araki, K. Yamamoto, High 
thermoelectric performance of dually doped 
ZnO ceramics, Journal of Electronic 
Materials, 38, 1234, (2009). 
[9]. P. Jood, R.J. Mehta, Y. Zhang, G. Peleckis, 
X. Wang, R.W. Siegel, T.B. Tasciuc, S.X. 
Dou, G. Ramanath, Al-doped Zinc oxide 
nanocomposites with enhanced 
thermoelectric properties, Nano Lett, 11, 
4337 (2011). 
TAÏP CHÍ PHAÙT TRIEÅN KH&CN, TAÄP 19, SOÁ T3- 2016 
 Trang 91 
[10]. K.H. Jung, K.H. Lee, W.S. Seo, S.M. Choi, 
An enhancement of a thermoelectric power 
factor in a Ga-doped ZnO system: A 
chemical compression by enlarged Ga 
solubility, Applied Physics Letters, 100, 
253902 (2012). 
[11]. M. Søndergaard, E.D. Bøjesen, K.A. Borup, 
S. Christensen, M. Christensen, B.B. Iversen, 
Sintering and annealing effects on ZnO 
microstructure and thermoelectric properties, 
Acta Materialia, 61, 3314 (2013) 
[12]. L. Han, N.V. Nong, L.T. Hung, T. Holgate, 
N. Pryds, M. Ohtaki, S. Linderoth, The 
influence of -and -Al2O3 phases on the 
thermoelectric properties of Al-doped ZnO, 
Journal of Alloys and Compounds, 555, 291 
(2013). 
[13]. P. Jood, R.J. Mehta, Y. Zhang, T.B. Tasciuc, 
S.X. Dou, D.J. Singh, G. Ramanath, Heavy 
element doping for enhancing thermoelectric 
properties of nanostructured zinc oxide, RSC 
Adv, 4, 6363 (2014). 
[14]. J. Loureiro, N. Neves, R. Barros, T. Mateus, 
R. Santos, S. Filonovich, S. Reparaz, C.M. 
Sotomayor-Torres, F. Wyczisk, L. Divay, R. 
Martins, I. Ferreira, Transparent aluminium 
zinc oxide thin films with enhanced 
thermoelectric properties, J. Mater. Chem. A, 
2, 6649 (2014). 
[15]. X. Liang, Thermoelectric Transport 
properties of Fe-enriched ZnO with high-
temperature nanostructure refinement, ACS 
Appl. Mater. Interfaces, 7, 7927 (2015). 
[16]. D. Chen, Y. Zhao, Y. Chen, B. Wang, H. 
Chen, J. Zhou, Z. Liang, One-step chemical 
synthesis of zno/graphene oxide molecular 
hybrids for high-temperature thermoelectric 
applications, ACS Appl. Mater. Interfaces, 7, 
3224 (2015). 
[17]. T. Park, N. Park, J. Kim, W. Lee, J. Koh, S. 
Lee, Cross-plane temperature-dependent 
thermal conductivity of Al-doped zinc oxide 
thin films, Journal of Alloys and Compounds, 
638, 83 (2015). 
[18]. D. Gautam, M. Engenhorst, C. Schilling, G. 
Schierning, R. Schmechel, M. Winterer, 
Thermoelectric properties of pulsed current 
sintered nanocrystalline Al-doped ZnO by 
chemical vapour synthesis, J. Mater. Chem. 
A, 3, 189 (2015). 
[19]. L. Han, N.V. Nong, W. Zhang, L.T. Hung, T. 
Holgate, K. Tashiro, M. Ohtaki, N. Pryds, S. 
Linderoth, Effects of morphology on the 
thermoelectric properties of Al-doped ZnO, 
RSC Adv, 4, 12353 (2014). 
[20]. Y. Zhao, B. Chen, A. Miner, S. Priya, Low 
thermal conductivity of Al-doped ZnO with 
layered and correlated grains, RSC Adv, 4, 
18370 (2014). 
[21]. H. Takemoto, K. Fugane, P. Yan, J. Drennan, 
M. Saito, T. Mori, H. Yamamura, Reduction 
of thermal conductivity in dually doped ZnO 
by design of three-dimensional stacking 
faults, RSC Adv, 4, 2661 (2014). 
[22]. L Han, L.T. Hung, N.V. Nong, N. Pryds, S. 
Linderoth, The influence of spark plasma 
sintering temperature on the microstructure 
and thermoelectric properties of Al, Ga dual-
doped ZnO, Journal of Electronic Materials, 
42, 7, 1573 (2013). 
[23]. X.. Liang, Doctoral thesis: Structure and 
thermoelectric properties of ZnO based 
materials, Havard University (2013). 
[24]. Z. Zheng, P. Fan, J. Luo, G. Liang, D. Zhang, 
Enhanced room-temperature thermoelectric 
performance of in-doped ZnO:Al thin films 
through prefabricated layer doping method, 
Electron. Mater. Lett., 11, 429 (2015).