1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Неорганические материалы
  4. T. 56, № 8, 2020

Неорганические материалы, 2020, T. 56, № 8, стр. 882-892

Пленки твердых растворов (Gd1 – xTbx)2O2S, полученные сульфидированием оксидов в парах NH4SCN, и их оптические свойства

С. В. Белая 1, *, В. В. Баковец 1, М. И. Рахманова 1, Е. А. Максимовский 1, И. В. Юшина 1, В. Р. Шаяпов 1, И. В. Корольков 1, 2

1 Институт неорганической химии СО Российской академии наук
630090 Новосибирск, пр. Академика Лаврентьева, 3, Россия

2 Новосибирский государственный университет
630090 Новосибирск, ул. Пирогова, 2, Россия

* E-mail: sveta@niic.nsc.ru

Поступила в редакцию 21.11.2019
После доработки 25.02.2020
Принята к публикации 05.03.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Пленки состава (Gd1 – xTbx)2O3 (x = 0.04–0.22) на подложках Si и SiO2 толщиной 115–150 нм получены методом MO CVD c использованием Ln(dpm)3 в качестве прекурсоров. После отжига на воздухе при 800°С для удаления углеродсодержащих примесей пленки сульфидировали в парах NH4SCN при температурах 700–1000°С в атмосфере Ar до образования оксосульфидов состава (Gd1 – xTbx)2O2S. Поверхность пленок состоит из зерен размером 60–200 нм. Измеренная величина показателя преломления пленок равна 2.2–2.4, оцененная оптическая ширина запрещенной зоны (Eg) – 4.7–5.0 эВ. Оптическое пропускание пленок достигает 78–84% в видимой области спектра 400–750 нм. Максимальная интенсивность ФЛ пленок оксосульфидов, полученных в одинаковых условиях, наблюдается при x = 0.05. Синяя составляющая ФЛ уменьшается с ростом содержания тербия, и свечение сдвигается в зеленую область.

Ключевые слова: тонкие пленки, сульфидирование оксидов, оксосульфид гадолиния, оксосульфид тербия, твердые растворы, фотолюминесценция

ВВЕДЕНИЕ

Оксосульфиды лантаноидов (Ln2O2S) и иттрия и твердые растворы на их основе являются перспективными материалами [1–8]. Оксосульфид Gd2O2S:Tb3+, в частности, – эффективный (12–25%) даун- и ап-конверсионный люминофор зеленого свечения, обладающий, в том числе, рентгенолюминесцентными, термолюминесцентными, электролюминес-центными и катодолюминесцентными свойствами [3, 8–18].

C развитием планарных технологий связана разработка методов получения тонких пленок оксосульфидов. Известно небольшое число способов получения таких пленок: электронно-лучевое испарение [19], пиролиз экстрактов РЗЭ совместно с раствором серы [20], а также метод MO CVD с использованием комплексов РЗЭ с органическими лигандами в атмосфере сероводорода [21].

Как известно, получать оксосульфиды можно, воздействуя на оксиды газообразными CS2, H2S, S, а также продуктами термического разложения паров NH4SCN – CS2 и H2S, которое происходит непосредственно в реакционной камере [1, 22]. Использование последнего способа технологически менее токсичном.

Целью настоящей работы является синтез пленок Gd2O2S:Tb путем сульфидирования пленок Gd2O3:Tb, полученных методом MO CVD из паров комплексных соединений Gd(dpm)3 и Tb(dpm)3, серосодержащими продуктами термического разложения паров NH4SCN, и исследование оптических свойств полученных пленок.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Пленки Gd2O3:Tb3+ получали термическим разложением паров трис-дипивалоилметанатов (трис-2,2,6,6-тетраметил-3,5-гептандионатов) Gd(III) и Tb(III), Ln(dpm)3, в токе Ar [23, 24]. Осаждение пленок осуществляли на подложки из кварцевого стекла (SiO2) и Si(100) при температурах 530 и 570°С соответственно. Для гомогенизации смеси исходных комплексов была выбрана температура испарителя выше температур их плавления – 200°С (tпл(Tb(dpm)3) = 177–180°С, tпл(Gd(dpm)3) = 182–184°С) [25]. Пленки оксидов отжигали на воздухе 2 ч при температуре 800°С для удаления углеродсодержащих примесей [26]. Далее сульфидирование проводили в парах NH4SCN в токе Ar ($v$ = 6.7 л/ч) по методике [23]. Пленки на SiO2 сульфидировали в несколько подходов при 700–1000°С до получения оксосульфида. Пленки на Si сульфидировали 1 ч при 1000°С.

Рентгенофазовый анализ (РФА) проводили с помощью дифрактометра Shimadzu XRD-7000 (CuKα-излучение, Ni-фильтр, внешний эталон – Si, tкомн). Фазовый состав пленок определяли, используя базу данных [27]. Область когерентного рассеяния (ОКР) рассчитывали по формуле Шеррера [28].

Элементный состав пленок оксосульфидов исследован методом энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии по длине волны на сканирующем электронном микроскопе Hitachi-3400N с приставкой Oxford Instruments INCA Wave 500. В качестве стандартов служили образцы Gd2S3 и Tb2S3.

Микрофотографии поверхности пленок на подложках Si и SiO2 получены на сканирующих электронных микроскопах JEOL 6700F и Hitachi S-3400N соответственно.

Толщина и показатель преломления пленок измерены методом монохроматической эллипсометрии с использованием лазерного эллипсометра ЛЭФ-3М (λ = 632.8 нм).

Спектры пропускания снимали на сканирующем спектрофотометре UV-3101PC фирмы Shimadzu. Оптическую ширину запрещенной зоны Eg определяли из спектров пропускания, используя уравнение (hνα)1/n = A(hν – Eg), где h – постоянная Планка, ν – частота колебаний, α – коэффициент поглощения, n – величина, определяемая структурой запрещенной зоны полупроводника (в нашем случае n = 1/2 – для прямого разрешенного перехода), А – коэффициент пропорциональности. Используя указанное уравнение, строили график в координатах (hνα)2–hν; Eg определяли по экстраполяции линейной части спада этой функциональной зависимости на ось абсцисс [29].

Спектры фотолюминесценции (ФЛ) (λвозб = = 290 нм) и возбуждения люминесценции (ВЛ) (λэм = 545 нм, щель 2 × 2 нм2, 1450 В) записаны на люминесцентном спектрофотометре Horiba Jobin Yvon Fluorolog 3.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Концентрацию Tb в пленках на Si изменяли в пределах 4–22 мол. %, на SiO2 – 7–18 мол. %. На рис. 1а представлены дифрактограммы отожженных на воздухе пленок. Все пики проиндексированы в соответствии со структурой C-Ln2O3 (пр. гр. Ia$\bar {3}$) [27]. Параметр а кубической ячейки смещен в область, предполагающую наличие в структуре ионов Tb4+ [26], и уменьшается в линейной зависимости с возрастанием концентрации Tb (рис. 1б), что, согласно эмпирическому правилу Вегарда, свидетельствует о формировании твердых растворов замещения ${{\left( {{\text{G}}{{{\text{d}}}_{{{\text{1}}--x}}}{\text{Tb}}_{x}^{{{\text{3}} + ,{\text{4}} + }}} \right)}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{y}}$ (y > 3) [30]. Процесс сульфидирования привел к образованию твердых растворов оксосульфидов состава (Gd1 – xTbx)2O2S (x = 0.4–0.22) (пр. гр. P$\bar {3}$m1) (рис. 2) [27, 31]. Водород, выделяющийся при 700–1000°С при разложении H2S, входящего в состав паров NH4SCN [22], восстанавливает окисленный Tb4+ до Tb3+ [32]. В области 2θ = 28°–35° наблюдаются слабые добавочные рефлексы предположительно от образовавшегося между пленкой и подложкой Ln2SiO4S [33, 34].

Рис. 1.

Дифрактограммы пленок ${{\left( {{\text{G}}{{{\text{d}}}_{{{\text{1}}--x}}}{\text{Tb}}_{x}^{{{\text{3}} + ,{\text{4}} + }}} \right)}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{y}}$ на Si с x = 0.05 (1), 0.11 (2), 0.22 (3) и C-Gd2O3 (JCPDS 86-2477) (4), C-Tb2O3 (23-1418) (5), “Tb4O7" (13-387) (6), Tb11O20 (65-4511) (7) [27] (а); зависимость параметра a пленок от x (“Tb4O7” обозначает удвоенный параметр псевдокубической ячейки Tb3+, 4+O1.7–1.8 (13-387) [26, 27]) (б).

Рис. 2.

Дифрактограммы пленок (Gd1 –хTbx)2O2S с x = 0.11 на SiO2 (1) и Si (2) и Gd2O2S (JCPDS 26-1422) (3), Tb2O2S (26-1495) [27] (4).

Поверхность отожженных оксидных пленок на SiO2 и Si состоит из зерен размером 60–100 и 60–220 нм соответственно. После сульфидирования морфология поверхности пленок сохранилась (рис. 3). Для пленок (Gd1– xTbx)2O2S на Si размер кристаллитов (ОКР) – 24–25 нм – не зависит от концентрации Tb, как и ожидалось для образцов, сульфидированных при одинаковой температуре [32]. Величина ОКР для пленок на SiO2, сульфидирование которых проходило при разных температурах, имеет некоторый разброс – 22–28 нм.

Рис. 3.

Поверхность пленок (Gd1 –хTbx)2O2S на SiO2 (а) и Si (б).

Толщина пленок равнялась 135–150 и 115–150 нм на Si и SiO2 соответственно и возрастала с увеличением концентрации Tb3+, что согласуется с известным явлением ускорения зародышеобразования в присутствии примесей, к которым в данном случае относятся ионы Tb3+ [35]. Измеренная величина показателя преломления 2.2–2.4 близка к известным: 2.1–2.3 для Gd2O2S [36] и 2.1–2.2 для Gd2O2S:Tb [37]. Закономерных изменений с ростом концентрации Tb3+ не замечено. Оптическое пропускание пленок изменяется от 78 до 84% в видимой области спектра 400–750 нм, уменьшаясь с ростом толщины пленок (рис. 4a). Это почти в два раза выше, чем у слоев керамики Gd2O2S и Gd2O2S:Tb [36, 38]. Величина Eg изменяется в диапазоне 4.7–5.0 эВ (рис. 4б), что совпадает с известными значениями для Ln2O2S – 4.4–4.8 эВ [8, 39–41].

Рис. 4.

Спектры пропускания пленок (Gd1– xTbx)2O2S на SiO2 с x = 0.18 (1), 0.07 (2), 0.12 (3), 0.13 (4), 0.15 (5) толщиной 130, 113, 131, 136, 148 нм соответственно (а) и зависимости (αhν)1/n от энергии фотонов hν для этих пленок (б).

Спектры ВЛ пленок (Gd1 –xTbx)2O2S получены при λэм = 545 нм, соответствующей наиболее интенсивной эмиссии перехода 5D4 → 7F5 иона Tb3+. Полоса в области ~289 нм отвечает 4f  8 → 4f 75d-переходам Tb3+, полосы при 260–280 и 312 нм (рис. 5) обусловлены электронными переходами ионов Gd3+ из основного 8S7/2 в возбужденные состояния 6IJ и 6P7/2 [3, 15, 30, 39, 42–45]. Набор полос в спектре ВЛ пленки чистой матрицы имеет максимум при 262 нм. Присутствие электронных переходов Gd3+ и Tb3+ в спектрах ВЛ подразумевает безызлучательный перенос энергии между ионами Gd3+ и Tb3+ [44]. Относительная интенсивность полос 250–280 нм (переходы в матрице) уменьшается с увеличением x [31]. В областях 336–388 и 488–492 нм заметны слабые полосы с наиболее интенсивными пиками 354, 379 и 489 нм (рис. 5, вставка). Линии в области 340–500 нм, отвечающие внутриконфигурационным 4f  8-переходам 7F6 → 5LJ, 5DJ ионов Tb3+ [3, 7, 39], можно видеть в спектре ВЛ пленки Tb2O2S, но они отсутствуют в спектре пленки Gd2O2S (рис. 5).

Рис. 5.

Спектры ВЛ пленок (Gd1 –xTbx)2O2S на Si (спектры нормированы на полосу 289 нм и смещены по оси ординат).

На рис. 6а представлен спектр ФЛ пленки Gd2O2S:Tb3+ (х = 0.05) – типичный для всех полученных пленок спектр эмиссии иона Tb3+. Интенсивность эмиссии убывает при λвозб = 275 нм и далее при λвозб = 250 нм в соответствии со спектрами ВЛ (рис. 5 и вставка на рис. 6а). Спектры ФЛ представлены интенсивными полосами f–f-переходов внутри электронной конфигурации Tb3+ (4f)8, а именно: 5D4 → 7F6 в голубой области (дублет при 490 и 494 нм), 5D4 → 7F5 в зеленой области (дублет с максимальной интенсивностью при 544 и 549 нм), а также 5D4 → 7F4 (с максимумами при 583, 587, 591 нм) и 5D4 → 7F3 (621 и 626 нм). Переходы 5D3 → 7FJ проявляются линиями низкой интенсивности, которая постепенно становится пренебрежимо малой относительно интенсивности переходов 5D4 → 7FJ с ростом x (вставка на рис. 6б), что типично для веществ с высокой концентрацией ионов Tb3+, когда заселенность 5D4-состояний пополняется за счет 5D3-состояний в процессе кросс-релаксации1 [30, 39, 42, 44, 46–48]. Соответственно, при x > 0.14 спектр практически представлен зеленой, голубой и красной эмиссией (в порядке убывания по интегральной интенсивности).

Рис. 6.

Спектр ФЛ пленки (Gd0.95Tb0.05)2O2S на Si (λвозб = 290 нм), на вставке – при λвозб = 250, 275 и 290 нм (а); спектры ФЛ пленок, нормированные к полосе перехода 5D4 → 7F5 (б).

В случае пленок на Si с размерами ОКР около 25 нм максимум интенсивности эмиссии 5D4 → 7F5 приходится на x = 0.05 (рис. 7а), что согласуется с данными [39], тогда как известны и другие значения концентрации тушения фотоэмиссии для Gd2O2S:Tb [30, 48–50], на что, по-видимому, оказывает влияние способ синтеза данного материала. Для пленок на SiO2 существует заметный разброс значений интенсивности ФЛ при одной и той же концентрации Tb3+, и она может быть значительной даже при больших x. В пленках, близких по составу, интенсивность ФЛ растет с увеличением размера ОКР (рис. 7б), т.е. на эффективность свечения в значительной мере оказывает влияние степень кристалличности пленок [35]. Это означает, что интенсивность свечения можно регулировать, изменяя как x, так и температуру сульфидирования.

Рис. 7.

Зависимости интенсивности перехода 5D4 → 7F5 от x пленок на Si (а) и от ОКР пленок на SiO2 с x = 0.13–0.15 (б).

Сумма полных ширин полос ФЛ при 544 и 549 нм на их полувысоте (ПШПВ) составляет 6–7.4 и 6–9 нм для пленок на SiO2 и Si соответственно. Для пленок оксосульфидов на Si, полученных при одинаковой температуре, она растет с увеличением x, что согласуется со снижением степени кристалличности (уменьшением ОКР) [7] (рис. 8).

Рис. 8.

Зависимости суммы ПШПВ полос ФЛ на 544 и 549 нм в спектрах пленок (Gd1 –xTbx)2O2S на Si от x (а) и величины ОКР (б).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Наноструктурированные тонкие пленки твердых растворов замещения состава (Gd1 – xTbx)2O2S (х = 0.04–0.22) получены путем сульфидирования пленок (Gd1 –xTbx)2Oy в парах NH4SCN. Подобраны оптимальные температура и длительность процесса: 1000°С, 1 ч. Коэффициент преломления пленок и оптическая ширина запрещенной зоны Eg близки к известным данным для керамических и порошковых материалов этого состава, а оптическое пропускание в области 400–750 нм может достигать 85%, что в два с лишним раза выше, чем у слоев керамики толщиной 1500 нм, минимально допустимой современной технологией.

Пленки, полученные при одной температуре, имеют одинаковый размер кристаллитов и максимальную интенсивность ФЛ при x = 0.05. Для пленок, полученных при разных температурах, размер кристаллитов различается, и именно он ощутимо влияет на интенсивность ФЛ при одинаковой концентрации активатора.

Вклад синей составляющей в цветность полученных пленочных люминофоров уменьшается с ростом концентрации Tb3+ и практически сходит на нет при x = 0.14. Таким образом, чтобы достичь высокоэффективного зеленого свечения, необходимо добиться высокой степени кристалличности пленки с данной концентрацией активатора. В свою очередь, для максимального смещения цветности в “холодную” область также следует максимально повысить кристалличность пленки с очень низкой концентрацией Tb3+.

Рассмотренная методика получения тонких пленок (Gd1– xTbx)2O2S совместима с современными планарными технологиями.

Список литературы

  1. Супоницкий Ю.Л., Кузьмичева Г.М., Елисеев А.А. Оксосульфиды редкоземельных элементов // Успехи химии. 1988. Т. 57. № 3. С. 60–64.

  2. Cavouras D., Kandarakis I., Bakas A. et al. An Experimental Method to Determine the Effective Luminescence Efficiency of Scintillator-Photodetector Combinations Used in X-Ray Medical Imaging Systems // Br. J. Radiol. 1998. V. 71. № 847. P. 766–772.

  3. Popovici E.J., Muresan L., Hristea-Simoc A. et al. Synthesis and Characterisation of Rare Earth Oxysulphide Phosphors. I. Studies on the Preparation of Gd2O2S:Tb Phosphor by Flux Method // Opt. Mater. 2004. V. 27. P. 559–565.

  4. Lei B., Liu Y., Zhang J. et al. Persistent Luminescence in Rare Earth Ion-doped Gadolinium Oxysulfide Phosphors // J. Alloys Compd. 2010. V. 495. P. 247–253.

  5. Kumar G.A., Pokhrel M., Sardar D.K. Absolute Quantum Yield Measurements in Yb/Ho Doped M2O2S (M = Y, Gd, La) Upconversion Phosphor // Mater. Lett. 2013. V. 98. P. 63–66.

  6. Yoon K., Kwak J.W., Lee D.H. et al. Development of a 3-Dimensional Dosimetry System for Leksell Gamma Knife Perfexion // J. Korean Phys. Soc. 2015. V. 67. № 1. P. 33–37.

  7. Wang, X., Wang, X., Wang, Z. et al. Photo/Cathodoluminescence and Stability of Gd2O2S:Tb,Pr Green Phosphor Hexagons Calcined from Layered Hydroxide Sulfate // J. Am. Ceram. Soc. 2018. V. 101. № 12. P. 5477–5486.

  8. Бородуленко Г.П., Быковский Ю.А., Кириллович А.А. и др. Оптические свойства монокристаллов оксисульфида лантана // ФТТ. 1987. Т. 29. № 23. С. 888–890.

  9. Klaassen D.B.M., Mulder H., Ronda C.R. Excitation Mechanism of Cathodoluminescence of Solid Solutions of Oxysulfides // J. Electrochem. Soc. 1989. V. 136. № 9. P. 2754–2756.

  10. Chatterjee S., Shanker V., Ghosh P.K. Trapping Parameters and Kinetics in Gd2O2S:Tb Phosphor // Solid State Commun. 1991. V. 80. № 10. P. 877–880.

  11. Shanker V., Chatterjee S., Ghosh P.K. Electroluminescence in Tb3+ Doped Gd2O2S Phosphor // J. Appl. Phys. 1992. V. 72. № 11. P. 5416–5419.

  12. Issler S.L., Torardi C.C. Solid State Chemistry and Luminescence of X-ray Phosphors // J. Alloys Compd. 1995. V. 229. № 1. P. 54–65.

  13. Kandarakis I., Cavouras D. Experimental and Theoretical Assessment of the Performance of Gd2O2S:Tb and La2O2S:Tb Phosphors and Gd2O2S:Tb–La2O2S:Tb Mixtures for X-ray Imaging // Eur. Radiol. 2001. V. 11. № 6. P. 1083–1091.

  14. Tao S., Gu Z.H., Nathan A. Fabrication of Gd2O2S:Tb Based Phosphor Films Coupled with Photodetectors for X-ray Imaging Applications // J. Vac. Sci. Technol., A. 2002. V. 20. № 3. P. 1091–1094.

  15. Chatterjee S., Shanker V., Chander H. Thermoluminescence of Tb Doped Gd2O2S Phosphor // Mater. Chem. Phys. 2003. V. 80. P. 719–724.

  16. Park J.K., Choi S.R., Noh S.C. et al. Fabrication and Evaluation of a Gd2O2S:Tb Phosphor Screen Film for Development of CMOS-based X-ray Imaging Detector // J. Korean Phys. Soc. 2014. V. 65. № 3. P. 351–354.

  17. Wang F., Yang B., Chen X. et al. Color-Tunable and Upconversion Luminescence of Gd2O2S:Er, Tb Phosphor // Mater. Chem. Phys. 2016. V. 169. P. 113–119.

  18. Michail C., Valais I., Fountos G. et al. Luminescence Efficiency of Calcium Tungstate (CaWO4) under X-ray Radiation: Comparison with Gd2O2S:Tb // Measurement. 2018. V. 120. P. 213–220.

  19. Shanker V., Ohmi K., Tanaka S., Kobayashi H. Gd2O2S:Tb Phosphor Thin Films Grown by Electron Beam Evaporation and Their Photoluminescent and Electroluminescent Characteristics // IEICE Trans. Electron. 1998. V. E81C. № 11. P. 1721–1724.

  20. Steblevskaya N.I., Medkov M.A., Belobeletskaya M.V. Luminophores and Protective Coatings Based on Oxides and Oxysulfides of Rare-Earth Elements Prepared by Extraction Pyrolysis // Theor. Found. Chem. Eng. 2014. V. 48. № 4. P. 449–453.

  21. Amano R., Shiokawa Y. Preparation of Lanthanide Sulfide Films by Chemical Vapor Deposition Using β-Diketone Chelates // J. Radioanal. Nucl. Chem. Lett. 1991. V. 155. № 3. P. 201–210.

  22. Bakovets V.V., Sotnikov A.V., Korolkov I.V. Kinetics of Phase Formation in the Ln–O–S (Ln = La, Gd, Y) Systems during Oxide Sulfidation in Ammonium Thiocyanate Vapor // J. Am. Ceram. Soc. 2017. V. 100. № 4. P. 1320–1329.

  23. Баковец В.В., Левашова Т.М., Филатова И.Ю. и др. Получение наноструктурированных пленок оксосульфида иттрия газофазным методом // Неорган. материалы. 2008. Т. 44. № 1. С. 73–75.

  24. Баковец В.В., Белая С.В., Лобзарева М.Н., Максимовский Е.А. Кинетика осаждения пленок оксида тербия из паров Tb(dpm)3 // Неорган. материалы. 2014. Т. 50. № 6. С. 625–630.

  25. Sievers R.E., Eisentraut K.J., Springer C.S. Volatile Rare Earth Chelates of β-Diketones // Lantanide/Actinide Chemistry Advances in Chemistry. Ser. 71. American Chemical Society. Washington, 1967. P. 141–154.

  26. Белая С.В., Баковец В.В., Боронин А.И. др. Пленки оксидов тербия, полученные химическим осаждением из паров трис-дипивалоилметаната тербия // Неорган. материалы. 2014. Т. 50. № 4. С. 410–417.

  27. Powder Diffraction File, Inorganic Phase in: Kabekkodu S. (Ed.), International Center for Diffraction Data, Newtown Square, Pennsylvania, USA, 2010.

  28. Baer S., Scheife H., Petermann K., Huber G. Sesquioxides as Host Materials for Rare-Earth-Doped Bulk Lasers and Active Waveguides // Rare Earth Oxide Thin Films: Growth, Characterization and Applications / Eds Fanciulli M., Scarel G. Topics Applied. Physics. V. 106. Berlin, Heidelberg: Springer, 2007. P. 401–422.

  29. Башкиров С.А., Гременок В.Ф., Иванов В.А. Физические свойства тонких пленок SnS, полученных методом горячей стенки // Физика и техника полупроводников. 2011. Т. 45. № 6. С. 765–769.

  30. Da Silva A.A., Cebim M.A., Davolos M.R. Excitation Mechanisms and Effects of Dopant Concentration in Gd2O2S:Tb3+ Phosphor // J. Lumin. 2008. V. 128. № 7. P. 1165–1168.

  31. Михитарьян Б.В. Люминесцентно-спектральные свойства твердых растворов Gd2O2S–Tb2O2S и Y2O2S–Tb2O2S: Автореферат дис. … канд. физ.-мат. наук (по ВАК РФ 01.04.07). 2007. Ставрополь. 23 с.

  32. Flores-Gonzalez M.A., Ledoux G., Roux S. et al. Preparing Nanometer Scaled Tb-doped Y2O3 Luminescent Powders by the Polyol Method // J. Solid State Chem. 2005. V. 178. № 4. P. 989–997.

  33. Sharma R.N., Rastogi A.C. Compositional and Electronic Properties of Chemical Vapor Deposited Y2O3 Thin Film Si(100) Interfaces // J. Appl. Phys. 1993. V. 74. № 11. P. 6691–6702.

  34. Киряков А.С., Пирязев Д.А., Тарасенко М.С., Наумов Н.Г. Кристаллическая структура новых халькогенидсодержащих ортосиликатов иттрия Y2SiO4Q (Q = S, Se) // Журн. структур. химии. 2018. Т. 59. № 3. С. 657–662.

  35. Pomelova T.A., Bakovets V.V., Korol’kov I.V. et al. On the Abnormal Efficiency of the Luminescence of Submicron-Sized Phosphor Y2O3:Eu3+ // Phys. Solid State. 2014. V. 56. № 12. P. 2496–2506.

  36. Anan’eva G.V., Gorokhova E.I., Demidenko V.A. et al. Optical Properties of Gd2O2S-Based Ceramic // J. Opt. Technol. 2005. V. 72. № 1. P. 58–61.

  37. Гурвич А.М. Рентгенолюминофоры и рентгеновские экраны. М.: Атомиздат, 1976. С. 63.

  38. Горохова Е.И., Ананьева Г.В., Демиденко В.А. и др. Сцинтилляционные оптические керамики на основе Gd2O2S, легированного Pr, Tb, Eu // Опт. журн. 2012. Т. 79. № 1. С. 58–64.

  39. Hernández-Adame L., Méndez-Blas A., Ruiz-García J. et al. Synthesis, Characterization, and Photoluminescence Properties of Gd:Tb Oxysulfide Colloidal Particles // Chem. Eng. J. 2014. V. 258. P. 136–145.

  40. Saraee K.R.E., Zadeh M.D., Mostajaboddavati M., Kharieky A.A. Changes of Tb Emission by Non-Radiative Energy Transfer from Dy in Gd2O2S:Tb Phosphor // J. Electron. Mater. 2016. V. 45. № 10. P. 4806–4812.

  41. Luo X., Cao W. Ethanol-Assistant Solution Combustion Method to Prepare La2O2S:Yb, Pr Nanometer Phosphor // J. Alloys Compd. 2008. V. 460. № 1–2. P. 529–534.

  42. Gorokhova E.I., Demidenko V.A., Khristich O.A. et al. Luminescence Properties of Ceramics Based on Terbium-Doped Gadolinium Oxysulfide // J. Opt. Technol. 2003. V. 70. № 10. P. 693–698.

  43. Wang F., Liu D., Yang B., Dai Y. Characteristics and Synthesis Mechanism of Gd2O2S:Tb Phosphors Prepared by Vacuum Firing Method // Vacuum. 2013. V. 87. P. 55–59.

  44. Hernandez-Adame L., Palestino G., Meza O. et al. Effect of Tb3+ Concentration in the Visible Emission of Terbium-Doped Gadolinium Oxysulfide Microspheres // Solid State Sci. 2018. V. 84. P. 8–14.

  45. Ding Y.-J., Han P.-D., Wang L.-X., Zhang Q.-T. Preparation, Morphology and Luminescence Properties of Gd2O2S:Tb with Different Gd2O3 Raw Materials // Rare Metals. Published online 18 August 2015.

  46. Wakefield G., Keron H.A., Dobson P.J., Hutchison J.L. Structural and Optical Properties of Terbium Oxide Nanoparticles // J. Phys. Chem. Solids. 1999. V. 60. № 4. P. 503–508.

  47. Xu Z., Yang J., Hou Z. et al. Hydrothermal Synthesis and Luminescent Properties of Y2O3:Tb3+ and Gd2O3:Tb3+ Microrods // Mater. Res. Bull. 2009. V. 44. № 9. P. 1850–1857.

  48. Hölsä J., Leskelä M., Niinistö L. Concentration Quenching of Tb3+ Luminescence in LaOBr and Gd2O2S Phosphors // Mater. Res. Bull. 1979. V. 14. № 11. P. 1403–1409.

  49. Xu G.X., Qin H., Huang T. et al. Synthesis and Photoluminescence of Gd2O2S:Tb3+ Nanoaggregates via One-Pot Solvothermal Method // Optoelecton. Adv. Mater. – Rapid Commun. 2017. V. 11. № 11–12. P. 703–708.

  50. Sang X., Xu G., Lian J. et al. A Template-Free Solvothermal Synthesis and Photoluminescence Properties of Multicolor Gd2O2S:xTb3+, yEu3+ Hollow Spheres // Solid State Sci. 2018. V. 80. P. 15–21.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Неорганические материалы

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал