Temperaturabhängige elektrische Transporteigenschaften einzelner NiCo2O4-Nanodrähte

Einführung

Leistungsstarke Energiespeicher sind der Schlüssel zur Entwicklung neuer Energiefahrzeuge, großer Energiespeicher und Mikro-/Nano-Geräte [1, 2]. Die aktuellen Energiespeichergeräte, einschließlich Lithiumbatterien und Superkondensatoren, die hauptsächlich auf Kohleelektroden basieren, haben viele Einschränkungen, wie einen geringen Wirkungsgrad beim ersten Zyklus, kein Entladungsplateau, schlechte Zyklenleistung und die gravierende Spannungsverzögerung in Lade-Entlade-Kurven [3,4,5]. Im Allgemeinen haben die Strukturen und Eigenschaften der Elektroden in Energiespeichern direkt die Leistung von Energiespeichern bestimmt [6]. Daher ist es von entscheidender Bedeutung, eine neue Elektrode zu finden und zu entwickeln, die eine überlegene Leistungsdichte, eine hohe Kapazität und eine gute Zyklisierbarkeit für praktische Anwendungen besitzt.

Nickel-Kobalt-Oxide sind eines der multifunktionalen Übergangsmetalloxid-Halbleitermaterialien [7, 8]. Kürzlich hat es aufgrund seiner mehreren inhärenten Vorteile wie niedrige Kosten, Umweltfreundlichkeit, hohe theoretische Kapazität [9, 10], gute elektrochemische Aktivität und bessere Leitfähigkeit als Nickeloxide großes Forschungsinteresse als vielversprechendes Elektrodenmaterial für Energiespeicher geweckt oder Kobaltoxide [11, 12]. In praktischen Anwendungen zeigten diese auf Metalloxidelektroden basierenden Energiespeichervorrichtungen jedoch eine schlechte Zyklenleistung aufgrund dieser Elektroden, die ihre Integrität nach wenigen Entladungs-Lade-Zyklen nicht beibehalten können. Nanostrukturierte niedrigdimensionale Materialien zeigten aufgrund ihrer einzigartigen Nanostrukturen oft hervorragende physikalische Eigenschaften, daher ist die Entwicklung von NiCo₂ O₄ Elektrode auf der Nanoskala könnte dazu beitragen, die Elektrodeneigenschaften zu verbessern, wie z. B. eine Vergrößerung der aktiven Oberflächen, eine Verkürzung der Ionentransportwege und eine Entlastung des Spannungszustands. Verschiedene nanostrukturierte NiCo₂ O₄ Materialien [13,14,15], insbesondere Nanodrähte/Stäbchen [16, 17] und deren Nanokomposite mit Kohlenstofffasern, Graphen und porösem Ni [18,19,20,21,22,23,24,25,26,27 ]. von Anwendungen für Hochleistungs-Nanogeräte. Trotzdem NiCo₂ O₄ Nanodrähte/Nanostäbe, als Grundbaustein, der am häufigsten in den Bereichen Elektrokatalyse, Superkondensatoren und Lithiumbatterien verwendet wird [16,17,18,19,20,21,22,23,24,25,26,27], deren der genaue elektrische Transportmechanismus ist noch unklar. Unseres Wissens gibt es keine Berichte, die sich mit den elektrischen Transporteigenschaften eines einzelnen NiCo₂ . befassen O₄ Nanodraht. Noch wichtiger ist, dass die Temperatur einen signifikanten Einfluss auf die Ionendiffusions- und elektrischen Transporteigenschaften der Elektroden und die Leistung von Energiespeichern hat [28]. Daher ist die Untersuchung temperaturabhängiger elektrischer Eigenschaften hilfreich, um den elektrischen Transportmechanismus in Halbleiterelektrodenmaterialien aufzuklären [29]. In dieser Arbeit wird NiCo₂ O₄ Nanodrähte wurden erfolgreich durch thermische Transformation aus den CoNi-Hydroxid-Vorstufen und den elektrischen Transporteigenschaften und temperaturabhängigen Leitungsmechanismen der einzelnen NiCo₂ . synthetisiert O₄ Nanodraht-Gerät wurden systematisch untersucht. Mit zunehmendem angelegten elektrischen Feld können die Strom-Spannungs-Kennlinien durch den Ohmschen Mechanismus, den Schottky-Emissionsmechanismus bzw. den Poole-Frenkel-Leitungsmechanismus erklärt werden. Der Leitungsprozess wurde unter Verwendung konventioneller Modelle verstanden, nämlich Variable Range Hopping (VRH, T < 100 K) Modell und Nächster Nachbar Hopping (NNH, T> 100 K) Modell. Diese Erkenntnisse werden für das Design von Energiespeichergeräten auf der Grundlage des NiCo₂ . hilfreich sein O₄ Nanodrähte.

Methoden/Experimental

Synthese von NiCo₂ O₄ Nanodrähte

In einem typischen Verfahren [20] wurden die CoNi-Ionen enthaltenden Vorläuferlösungen durch Auflösen von 1,19 g CoCl₂ . hergestellt ·6H₂ O, 0,595 g NiCl₂ ·6H₂ O, 0,728 g Hexadecyltrimethylammonium und 0,54 g Co(NH₂ .) )₂ in 50 ml DI-Wasser und diese gemischte Lösung wurde unter magnetischem Rühren für 30 Minuten in Luft hergestellt, und dann wurde die hergestellte Lösung in einen mit Teflon ausgekleideten Edelstahlautoklaven überführt. Ein Stück Kohletuch wurde zuerst 5 min mit Ultraschall in Ethanol und destilliertem Wasser gewaschen, dann in einem Ofen getrocknet und schließlich in einen Autoklaven mit 50 ml Vorläuferlösung getaucht. Und der Autoklav wurde 12 h bei 100 °C gehalten. Nach einem hydrothermalen Prozess wurde das Fällungs- und Kohlenstoffgewebe mit den Vorstufen herausgenommen und einer Wärmebehandlung bei 300–380 °C in einem Muffelofen für 3 h unterzogen.

Herstellung von individuellem NiCo₂ O₄ Nanodraht-Gerät

Die Cr/Au-Elektroden wurden durch einen Standard-Elektronenstrahl-Lithographie-(EBL)-Prozess hergestellt. Zuerst eine bestimmte Menge NiCo₂ O₄ Nanodrähte wurden für 3 min in Ethanol und Ultraschall gelegt und dann auf einen sauberen Siliziumwafer mit einem 200 nm dicken SiO₂ . aufgetragen Schicht. Zweitens wurde eine Schicht aus 250 nm dickem Polymethylmethacrylat (PMMA) auf einen Siliziumwafer schleuderbeschichtet und bei 180 °C für 5 Minuten gebrannt. Als nächstes wurde ein fokussierter Elektronenstrahl auf einem JSM 5600 Rasterelektronenmikroskop gesteuert, um die Elektrodenmuster in PMMA-Filme entsprechend der Position eines NiCo₂ . zu schreiben O₄ Nanodraht. Anschließend wurden die belichteten PMMA-Proben im gemischten Lösungsmittel aus Methylisobutylketon und Isopropanol (1:3) bildgebend entwickelt und in Isopropanol fixiert. Viertens wurde die entwickelte Probe in die Kammer des Elektronenstrahlverdampfungs- und Widerstandsverdampfungs-Verbundbeschichtungssystems (TEMD 500) gebracht. Wenn das Vakuumniveau 10 ⁻⁴ . erreicht Pa, die Cr-Quelle wurde mit Elektronenstrahl erhitzt und verdampft, die 5–10 nm Cr-Schicht wurde auf der Probe abgeschieden. Dann wurde die Au-Quelle durch einen Widerstandsdraht erhitzt und auf die Probe aufgedampft, die Dicke des Au-Films betrug ungefähr 70 nm, überwacht durch ein in situ-Filmdicken-Erfassungssystem. Schließlich wurden PMMA-Schichten in Aceton abgehoben, sodass nur zwei Au-Elektrodenpads an den Enden eines einzelnen Nanodrahts übrig blieben.

Charakterisierung

Die topografischen Bilder von NiCo₂ O₄ Nanodrahtproben wurden unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (SEM, Nova Nano SEM 450), eines Transmissionselektronenmikroskops (TEM, JEM 2010) und eines Rasterkraftmikroskops (AFM-Modus, Dimension Icon) charakterisiert. UV-Vis-Absorptionsspektren wurden unter Verwendung eines (PE Lambda 950) Spektrophotometers aufgenommen. Die Strom-Spannungs-(I-V)-Kennlinien wurden bei Raum- und niedrigen Temperaturen (CCR-VF, Lakeshore) und einem Halbleiterparameteranalysator (Keithley 4200 Instruments, Inc) aufgezeichnet.

Ergebnisse und Diskussion

Charakterisierungen von NiCo₂ O₄ Nanodraht

Die Herstellungsmethode von NiCo₂ O₄ nanowires wird auf die berichteten Arbeiten [20] verwiesen, und das Glühen bei 300–380 °C wandelt den NiCo-Vorläufer in Spinell NiCo₂ . um O₄ durch eine einfache Oxidationsreaktion auf den Textilien gewachsen [20]. Abbildung 1a, b zeigten die SEM-Bilder der Vorstufe NiCo₂ (OH)₆ Nanodraht mit glatter Topographie. Abbildung 1c–f zeigt stärker vergrößerte SEM-Bilder von NiCo₂ O₄ Nanodrähte, getempert bei 300 °C, 330 °C, 360 °C bzw. 380 °C. Aus den REM-Bildern ist ersichtlich, dass beim Tempern bei 300 °C die Nanodrahtoberfläche rauh wurde und in viele kleine Vorsprünge mit einem Durchmesser von etwa 20 nm kristallisierte. Mit steigender Glühtemperatur nimmt die Korngröße der Vorsprünge zu und beträgt etwa 90 nm bei einer Glühtemperatur von 380 °C, wie in Fig. 1f gezeigt. Das TEM-Bild in Abb. 1g zeigte, dass getempertes NiCo₂ O₄ Nanodrähte bestehen aus kleinen kristallinen Körnern; diese Art von mesoporöser Struktur begünstigt das Eindringen von Elektrolyt auf die Oberfläche von Nanodrähten, wodurch aufgrund der kurzen Ionendiffusionswege schnelle Ladungstransferreaktionen erreicht werden. Das Elektronenbeugungsmuster des ausgewählten Bereichs [20] zeigt gut definierte polykristalline Beugungsringe, die den (440), (224), (311), (111), (220) und (400) Ebenen entsprechen, wie gezeigt in Abb. 1h.

a , b Das REM-Bild und das vergrößerte des Vorläufers NiCo₂ (OH)₆ Nanodrähte. c –f Die hochauflösenden REM-Bilder von NiCo₂ O₄ Nanodrähte bei Glühtemperaturen von 300 °C, 330 °C, 360 °C und 380 °C. g , h Das TEM-Bild und das Elektronenbeugungsmuster des ausgewählten Bereichs

Abbildung 2a zeigt das UV-Vis-Absorptionsspektrum von NiCo₂ O₄ Nanodrähte bei 300 °C getempert. Gemäß der Beziehungsgleichung zwischen der optischen Bandlücke und dem Absorptionskoeffizienten von Halbleitermaterialien ist (αhv) ⁿ =K (hv-E_g ), optische Energiebandlücke (E_g ) abgeleitet werden. Dabei ist hv die Photonenenergie, α ist der Absorptionskoeffizient, K ist eine ständige Sorge um die Materialien und n hängt mit dem Material und den Elektronenübergangstypen zusammen, hier ergibt die beste Anpassung n = 2 für das Halbleitermaterial mit indirekter Bandlücke. Abbildung 2b zeigt zwei Absorptionsbandlückenenergien, 1,1 eV und 2,3 eV, erhalten durch Extrapolation des geraden Liniensegments auf (αhv) ⁿ =0. Das Phänomen der zwei Absorptionsbandlücken wurde untersucht und durch die Koexistenz von High-Spin- und Low-Spin-Zuständen von Co ³⁺ . erklärt im NiCo₂ O₄ Nanodrähte [30]. Somit ist das tetraedrische Hochspin-Co ²⁺ , oktaedrisches Co ³⁺ . mit niedrigem Spin , und Ni ³⁺ existieren in der Elektronenkonfiguration von NiCo₂ O₄ Nanodrähte. Die Bandstruktur wird definiert, indem man das O 2p -Orbital als Valenzband und die Ni 3d, Co 3d -Orbitale als Leitungsband nimmt. Einschließlich des Elektronenübergangs vom O 2p -Orbital zum High-Spin-Co 3d -Orbital existiert der Übergang vom Low-Spin-Orbital zum High-Spin-Orbital von Co 3d aufgrund des teilweise gefüllten Bandes von High-Spin-Zuständen in NiCo₂ O₄ Nanodrähte. Daher wurden die beiden Bandlücken im optischen Absorptionsspektrum beobachtet. Der Wert der optischen Bandlücke hängt von den Größen, Mikro-/Nanomorphologien und -strukturen sowie der Kristallgrenze von Nanomaterialien ab [31]. Tabelle 1 zeigt einen Vergleich der berichteten Bandlückenwerte von NiCo₂ O₄ Nanostrukturen.

a UV-Vis-Absorptionsspektrum des NiCo₂ O₄ Nanodrähte. b Energie der optischen Bandlücke von NiCo₂ O₄ Nanodrähte, erhalten durch Extrapolation auf (αhv) ² = 0

Die elektrischen Transporteigenschaften von individuellem NiCo₂ O₄ Nanodraht

Die elektrischen Transporteigenschaften nanostrukturierter Materialien sind entscheidend für ihre Anwendungen in Hochleistungs-Nanogeräten. Insbesondere eine vorhersagbare steuerbare Leitfähigkeit ist sehr hilfreich, um die nanoskaligen elektrischen Komponenten mit präziser Regelungs- und Steuerfunktion zu entwerfen. Daher haben wir die Gleichstromleitfähigkeit und den elektrischen Transportmechanismus eines einzelnen NiCo₂ . untersucht O₄ Nanodraht. Abbildung 3a ist die schematische Darstellung einzelner NiCo₂ O₄ Nanodraht-Gerät. Abbildung 3b, c zeigt das SEM-Bild und das topographische 3D-AFM-Bild der Au/Cr-Elektroden auf einem einzelnen NiCo₂ O₄ Nanodraht bzw. Die I-V-Kurve wurde bei Raumtemperatur durchgeführt, um die elektrischen Transporteigenschaften eines einzelnen NiCo₂ . zu untersuchen O₄ Nanodraht. Wie in Abb. 4a, b gezeigt, ist die I-V-Kurvenkennlinie symmetrisch und ändert sich bei angelegten Spannungen von weniger als 0,15 V linear, was durch den ohmschen Mechanismus im niedrigen elektrischen Feld erklärt werden kann.

a Die schematische Darstellung eines einzelnen NiCo2O4-Nanodraht-Geräts. b , c Das SEM-Bild und das topografische 3D-AFM-Bild der Au/Cr-Elektrodenpads

a Die I-V-Kurve einzelnes NiCo₂ O₄ Nanodraht-Gerät. b Das vergrößerte Bild bei niedrigen Spannungswerten. c Das Diagramm von ln(J) vs. E ^1/2 nach Gl. (1). d Das Diagramm von ln(J) vs. E ^1/2 nach Gl. (3)

Hier betrachten wir den Nanodraht als Zylinder, um die Querschnittsfläche (A ), A =\(\uppi\ast{\left(\frac{D}{2}\right)}^2\). Der Leitfähigkeitswert (σ) kann durch die Formel \(\upsigma =\frac{I}{U}\ast \frac{L}{A}\) erhalten werden, wobei L und A bezeichnet die Länge und Querschnittsfläche des NiCo₂ O₄ Nanodraht bzw. Nach Abb. 3b, c ist die effektive Länge (L ) von NiCo₂ O₄ Nanodraht, der Abstand zwischen den beiden Elektroden, beträgt etwa 1,55 μm, und der Nanodraht-Durchmesser (D ) ist etwa 188 nm vom AFM-Bild entfernt. Daher ist die Leitfähigkeit des Nanodrahts σ ≈ 0,48 S cm ⁻¹ , kann abgeleitet werden, indem angenommen wird, dass der Kontaktwiderstand Null ist. Dieser Wert liegt nahe der Leitfähigkeit von polykristallinem NiCo₂ O₄ (σ ≈ 0,6 S cm ⁻¹ ) in Fujishiros Arbeiten [8] berichtet, aber Hu et al. [32] berichteten über die höhere Leitfähigkeit (σ ≈ 62 S cm ⁻¹ ) von einkristallinem NiCo₂ O₄ Nanoplättchen. In Fujishiros Arbeit wird polykristallines NiCo₂ O₄ wurde aus den pulverförmigen Vorläufermaterialien bei einer Glühtemperatur von 900–1000 °C hergestellt, und das große Korn bestand aus zahlreichen kleinen Körnern mit vielen Korngrenzen, so dass der Elektronentransport durch Korngrenzenstreuung beeinflusst wird. Der Elektronentransport in einem Einkristall war frei von Korngrenzenstreueffekten und eine größere Leitfähigkeit der Nanodrähte wurde aus NiCo-Hydroxid-Vorläufer durch die Glühbehandlung bei 300 °C hergestellt, und ihre SEM- und TEM-Bilder zeigten, dass die NiCo ₂ O₄ Nanodraht ist ein poröser Nanodraht, der aus vielen kleinen Nanopartikeln von 10–20 nm Durchmesser anstelle des einkristallinen Nanodrahts besteht, ähnlich wie bei Fujishiros Arbeit. Daher ist ein Leitfähigkeitswert nahe dem von polykristallinem NiCo₂ O₄ , wurde in unseren Werken erhalten.

Wie in Abb. 4a gezeigt, steigt der Strom mit zunehmender angelegter Spannung exponentiell an, wenn die Spannung größer als 0,15 V ist. Der Strom gegenüber der Spannung in Halbleiter-Nanostrukturen wird in mehreren Leitungsmechanismen diskutiert [33, 34] einschließlich Schottky-Emission, Poole-Frenkel (PF)-Emission, Fowler-Nordheim-Tunneling und ein raumladungsbegrenzter Strom. Um den dominanten elektrischen Transportmechanismus zu bestimmen, wird der Logarithmus der Stromdichte gegen die Quadratwurzel des elektrischen Feldes aufgetragen, wie in Fig. 4c gezeigt; eine gerade Linie im elektrischen Feld im Bereich von 1024 bis 3025 V/cm deutet auf die Schottky-Emission hin. Die Schottky-Stromdichte wird wie folgt ausgedrückt[32,33,34]:

Hier, A ist eine Konstante, ∅ ist die Höhe der Schottky-Barriere, q ist die Elektronenladung, k ist die Boltzmann-Konstante und E ist das elektrische Feld. Die Konstante β _SE wird wie folgt angegeben:

Hier, ε ₀ ist die Permittivität des freien Raums und ε _r ist die relative Dielektrizitätskonstante. Der relative Dielektrizitätskonstantenwert (ε _r ≈ 18,7), das gemäß der Steigung erhalten wird, ist größer als der angegebene Wert (ε _r ≈ 11.9) von einkristallinem NiCo₂ O₄ Nanoplättchen [32], was möglicherweise auf die polykristallinen Eigenschaften in unserem individuellen NiCo₂ . zurückzuführen ist O₄ Nanodrähte.

Mit der Zunahme des elektrischen Feldes (E> 3025 V/cm), stimmt die J-E-Kurve gut mit dem P-F-Transportmechanismus überein, wie in Fig. 4d gezeigt. Der Schottky-Transportmechanismus wird durch die Thermoelektronenemission der freien Ladungsträger erklärt, aber der P-F-Transport bezeichnet die Emission von Strukturdefekten in aktiven Fallen, die durch die folgende Formel ausgedrückt wird [33, 34]:

Hier, q ∅ ist das Ionisationspotential in eV und bezeichnet die Energiemenge, die das eingefangene Elektron benötigt, um den Einfluss des Einfangzentrums zu überwinden, wenn kein Feld angelegt wird. \( {\beta}_{PF}\sqrt{E} \) ist der Betrag, um den die Höhe der Fallenbarriere durch das angelegte elektrische Feld E verringert wird. C ist eine Proportionalitätskonstante und k ist die Boltzmann-Konstante. Der Parameter μ wird in Gl. 3 zur Berücksichtigung des Einflusses der Trapping- oder Akzeptorzentren (1 < μ < 2). Für μ = 1, der Leitungsmechanismus wird als normaler P-F-Effekt angesehen, während er als P-F-Effekt mit Kompensation oder als modifizierter P-F-Effekt bezeichnet wird, wenn μ =2. In diesem Fall enthält der Halbleiter eine nicht zu vernachlässigende Anzahl von Trägerfallen. Die P-F-Konstante ist gegeben durch

Hier, ε ₀ ist die Permittivität des freien Raums und ε _r ist die relative Dielektrizitätskonstante. Die relative Dielektrizitätskonstante ε _r ≈ 55.3 wird aus der Steigung des geraden Linienbereichs des log(J/E) vs. E ^1/2 . extrahiert Kurve entsprechend der P-F-Emission.

Basierend auf der obigen Analyse kann der elektrische Transport durch den ohmschen Mechanismus der Leitfähigkeit im niedrigen elektrischen Feld (< 30 V/cm) mit der Zunahme des angelegten elektrischen Felds (1024 V/cm < E < 3025 V/cm), wird der dominante Leitungsmechanismus als Schottky-Emission bestimmt. Bei einem hohen elektrischen Feld (> 3025 V/cm) passt der dominante Leitungsmechanismus gut zum PF-Leitungsmechanismus.

Die Leitfähigkeit hängt von den Ladungsträgerkonzentrationen und -beweglichkeiten ab, die beide von der Temperatur abhängen. Daher ist die tiefere Untersuchung der Temperaturabhängigkeit der Leitfähigkeit für das Verständnis des elektrischen Transportmechanismus sehr wichtig. In dieser Arbeit wurden temperaturabhängige IV-Kennlinien im Bereich von 10–300 K in Intervallen von 10 K erhalten. Wie in Abb. 5a, b gezeigt, stiegen die Stromwerte sowohl der Vorwärts- als auch der Rückwärtsvorspannung mit steigender Temperatur schnell an , und der Widerstand (R ) nimmt exponentiell mit der Temperatur ab (T ) was eine typische Halbleitercharakteristik impliziert [35]. Die Änderung der Leitfähigkeit σ mit der Temperatur entspricht jedoch nicht dem thermischen Anregungsmechanismus, der durch \( \upsigma ={\sigma}_0\exp \left(-\frac{\Updelta \mathrm{E}}{\mathrm{ kT}}\right) \), wobei σ ₀ eine Konstante ist und ∆E die Aktivierungsenergie ist. Was die temperaturabhängige Leitfähigkeit betrifft, so wurden von Mott et al. zwei typische Sprungmechanismen vorgeschlagen, die bei niedrigen Temperaturen als Variable Range Hopping (VRH) und bei hohen Temperaturen als Nächstes-Nachbarn-Hopping (NNH) bezeichnet werden. für einige Halbleitermaterialien. Die Beziehung zwischen σ und T für die VRH- und NNH-Mechanismen kann durch die folgende Formel beschrieben werden [35, 36]:

$$ {\sigma}_1={\sigma}_0\mathit{\exp}\left[-{\left(\frac{T_0}{\mathrm{T}}\right)}^{\frac{1} {4}}\right]\ \left(\mathrm{VRH}\right) $$ (5) $$ {\sigma}_2=\left[\frac{\nu_0{e}^2c\left(1- c\right)}{\upkappa\mathrm{Tr}}\right]\exp \left(-2\upalpha \mathrm{r}\right)\exp \left(-\frac{\varDelta E}{kT} \right)\ \left(\mathrm{NNH},T>\mathrm{Debye}\ \mathrm{Temperatur}\right) $$ (6)

a Die I-V-Kurven mit einer Temperatur von 10 K bis 300 K in Abständen von 10 K. b Der Widerstand gegenüber Temperaturen. c Eine Auftragung von lnσ als Funktion von T ^-1/4 und eine Anpassung an das NRH-Modell, wenn T < 100 K. d Auftrag der Leitfähigkeit σ als Funktion von T wenn T> 100 K

Hier, T ₀ ist die VRH-Temperaturkonstante, die sich auf die Dichte der lokalisierten Zustände bei der Fermi-Energie bezieht, σ₀ ist eine Konstante, ν ₀ ist die longitudinale optische Phononenfrequenz, α ist die Abklingrate der Wellenfunktion, r ist die durchschnittliche Hüpfdistanz, c ist der Anteil der Plätze, die von Elektronen oder Polaronen besetzt sind, und ΔE ist die Aktionsenergie. In unseren Arbeiten, wenn die Temperatur weniger als 100 K betrug, war der σ gegenüber T stimmt gut mit dem VRH-Modell überein:σ ₁ =0.016exp[\( -{\left(\frac{1840}{T}\right)}^{\frac{1}{4}} \)], hier σ ₀ = 0.016, T ₀ = 1840, wie in Fig. 5c gezeigt. Wenn die Temperatur höher als 100 K war, wurde σ-T Beziehungen nach den Modellen VRH und NNH:

$$ \sigma ={\sigma}_1+{\sigma}_2=0.016\exp \left[-{\left(\frac{1840}{T}\right)}^{\frac{1}{4}} \right]+\frac{32086}{T}\exp \left[-\frac{0.0235}{\mathrm{k}T}\right] $$ (7)

Die Aktivierungsenergie (ΔE ) des NiCo₂ O₄ Nanodraht wurde mit 0,0235 eV berechnet, weniger als der für NiCo₂ . angegebene Wert O₄ Volumen (0,03 eV) [37] und einkristalline Nanoplättchen (0,066 eV) [32].

Nach unserer Analyse dominiert das VRH-Modell den elektrischen Transport bei niedrigen Temperaturen. Bei steigender Temperatur spielen sowohl der VRH- als auch der NNH-Mechanismus bei einer kritischen Temperatur von 100 K (Debye-Temperatur) eine Rolle. Der Sprungleitungsmechanismus implizierte die Existenz von Oberflächen- oder Volumendefekten und Leerstellen in unserem NiCo₂ O₄ aufgrund seiner polykristallinen Eigenschaften. Beim Mott-Mechanismus resultiert die Leitfähigkeit eines Halbleiters aus dem Hüpfen von Ladungsträgern im Material, das durch Gitterschwingungen (Phononen) unterstützt wird [36]. Beim VRH-Hopping-Prozess kann ein Hopping-Schritt eine größere Distanz überspannen als die zwischen den nächsten-Nachbar-Hopping-Sites, und die optischen Phononen haben nicht genug Energie, um das Hopping bei niedriger Temperatur zu unterstützen. Der Leitungsmechanismus in NiCo₂ O₄ Nanowire bei tiefen Temperaturen ist ein akustischer Einzelphonon-unterstützter Hüpfprozess nach Schnakenbergs Theorie [38]. Im NNH-Modell wird optisches Phononen-unterstütztes Hüpfen kleiner Polaris zwischen lokalisierten Stellen verwendet, um den Leitungsmechanismus zu interpretieren. In NiCo₂ O₄ Nanodrähte, einige kleine Polaronen können als die an den Gitterplätzen lokalisierten Löcher oder Elektronen betrachtet werden, und diese lokalisierten Ladungsträger polarisieren ihr umgebendes Gitter, wodurch die kohärente Bewegung freier Ladungsträger durch das Gitter gestört wird und der Ladungsträger zwischen lokalisierten hüpfen muss Staaten [39].