Неорганические материалы, 2022, T. 58, № 8, стр. 917-923

Исследование оптических свойств монокристаллов и нанокерамик твердых растворов CaF2–SrF2–YbF3

М. Х. Ашуров 12, И. Нуритдинов 2, С. Т. Бойбобоева 23*, К. Х. Саидахмедов 2

1 ГНПП “Фонон”
100054 Ташкент, ул. Кичик Халка Йўли, 50, Узбекистан

2 Институт ядерной физики Академии наук Узбекистана
100214 Ташкент, пос. Улугбек, Узбекистан

3 Ташкентский областной Чирчикский государственный педагогический институт
111700 Чирчик, ул. Амира Темура, 104, Узбекистан

* E-mail: sohibaboyboboeva@gmail.com

Поступила в редакцию 17.12.2021
После доработки 17.05.2022
Принята к публикации 19.05.2022

Полный текст (PDF)

Аннотация

Исследованы оптические свойства лазерной нанокерамики и монокристаллов состава 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 в сравнении с монокристаллами и нанокерамиками CaF2:Yb3+ под действием гамма-излучения источника 60Cо. Установлена близость спектральных характеристик и выявлены общие и специфические особенности протекания радиационных процессов в этих материалах.

Ключевые слова: кристаллы фторидов, твердые растворы, иттербий, кластеры, лазерная керамика, гамма-излучение

ВВЕДЕНИЕ

Кристаллы фторидов щелочноземельных элементов со структурой флюорита, активированные редкоземельными ионами (R3+), одними из первых были использованы в качестве активных элементов в твердотельных лазерах [1–5]. Это обусловлено тем, что технология выращивания кристаллов, а впоследствии и технология получения прозрачной фторидной керамики позволяют получить крупные образцы высокого оптического качества. Изотропность материала обусловлена кубической структурой кристаллов. Они имеют высокую изоморфную емкость по редкоземельным элементам и обладают достаточно высокой теплопроводностью. Вследствие гетеровалентного замещения двухвалентного иона кристалла матрицы трехвалентным редкоземельным ионом образуется несколько типов оптических центров. При этом обнаружено неравномерное распределение ионов активаторов по узлам катионной кристаллической подрешетки [6, 7]. Было выявлено, что при превышении концентрации редкоземельных ионов уровня 0.1 ат. % в спектрах поглощения и люминесценции начинают превалировать слабоструктурированные широкие полосы, принадлежащие ассоциатам нескольких редкоземельных ионов. Все эти положительные качества в полной мере проявлялись у кристаллов CaF2:Yb3+. Результаты исследований их лазерных свойств в различных режимах генерации и усиления приведены в работах [811].

Однако известным на данный момент монокристаллам CaF2:Yb3+ присущ ряд как технологических, так и спектроскопических недостатков, которые могут ограничивать их использование. К технологическим недостаткам можно отнести относительную сложность получения монокристаллов, связанную с высокой чувствительностью их качества к колебаниям параметров синтеза. Отклонения от оптимальных параметров приводят к образованию ячеистой структуры выращенных монокристаллов, что делает их непригодными для лазерного применения [12].

Одним из направлений поиска новых материалов с необходимыми свойствами в современном материаловедении является усложнение химического состава, т.е. переход от однокомпонентных к многокомпонентным кристаллам. Для получения оптических материалов большое значение имеет однородность химического состава выращиваемого кристалла. Существенные преимущества при этом имеют составы твердых растворов, отличающиеся конгруэнтным плавлением (т.е. идентичностью составов кристалла и расплава, находящихся в равновесии). Выбор таких составов для выращивания монокристаллов исключает появление ячеистой субструктуры. С применением термодинамико-топологического анализа были предсказаны и экспериментально реализованы [12–14] два семейства таких материалов, которым отвечают седловинные точки на поверхностях плавления твердых растворов в системах CaF2–SrF2–RF3 и SrF2–BaF2–RF3. В частности, монокристаллы твердого раствора Ca1–xSrxF2 представляют интерес как оптические материалы для коротковолновой литографии [15] и лазерной физики [12, 16].

Как показали исследования [14, 17], для тройной системы такого типа существует т.н. седловинная точка, в которой составы расплава и кристалла одинаковы, т.е. имеет место конгруэнтное плавление. Соответственно, в концентрационной окрестности этой точки устойчивость процесса синтеза существенно выше, что позволяет получать высококачественные безъячеистые монокристаллы твердых растворов при концентрации ионов Yb3+ на уровне 3–10 мол. %. Важно отметить, что процесс синтеза монокристаллов твердых растворов CaF2–SrF2–YbF3 проще, чем синтез монокристаллов типа MF2–YbF3 (M=Ca, Sr), что обеспечивает более низкий порог генерации и более высокую эффективность (полный КПД составляет 53%, дифференциальный КПД – 83%) лазеров на их основе [12]. Другим направлением поиска эффективных лазерных и сцинтилляционных материалов является синтез оптических нанокерамик на основе фторидов щелочноземельных элементов соответствующего состава [9, 18].

Цель настоящей работы – сравнительные исследования различных иттербиевых центров в монокристаллах и нанокерамиках твердых растворов CaF2–SrF2–YbF3 с монокристаллами и нанокерамиками на основе CaF2–YbF3.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Для исследования использованы образцы размером 1 × 5 × 10 мм, вырезанные из були монокристаллов и нанокерамик на основе СаF2–YbF3, монокристаллов и нанокерамик твердых растворов CaF2–SrF2–YbF3. Кристаллы CaF2 и твердые растворы CaF2−SrF2, активированные YbF3, выращены методом вертикальной направленной кристаллизации [10, 16], а оптическая нанокерамика получена методом горячего формования (прессования) [9]. Все образцы были отполированы до оптического качества. Спектры оптического поглощения (ОП) образцов измерялись с помощью спектрофотометра “Лямбда 35” (Perkin Elmer) в диапазоне длин волн 190–1100 нм. Все измерения проводились при температуре 300 К. Образцы были облучены γ-лучами источника 60Cо (дозы облучения 105–108 рад) при температуре канала 30–40°С). Для исключения воздействия дневного света на наведенные облучением центры окраски образцы оборачивались в алюминиевую фольгу. Перед облучением и исследованием поверхность образцов очищалась спиртом.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

На спектрах ОП исходных кристаллических и керамических образцов 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 в УФ-области наблюдается ряд полос поглощения (ПП) с максимумами при 227, 261, 273, 300 и 361 нм, а также группа линий при 860–1050 нм с максимумами при 922, 930, 966, 975, 1010 нм в ИК-области (рис. 1). ПП при комнатной температуре в спектральной области 860−1050 нм соответствуют электронным переходам 2F7/22F5/2 иона Yb3+ [19, 20].

Рис. 1.

Спектры ОП необлученного кристалла (1) и керамики (2) состава 65CaF2⋅30 SrF2⋅5YbF3 в УФ- (а) и ИК-областях спектра (б).

Спектры ОП исходных кристаллических образцов CaF2–YbF3 содержали полосы поглощения с максимумами при 214(G), 228 (A1), 263(A2), 274(A3), 320 (B) и 365 нм (A4) в УФ-области, а также группу линий при 860–1060 нм с максимумами при 922, 940, 944, 964, 978, 1010 и 1030 нм в ИК-области (рис. 2) [21]. ПП при 214–360 нм соответствуют электронным переходам из уровня 1S0(4f14) на уровень 4 f14 5d ионов Yb2+, а при 920–1060 нм – переходам 2F7/22F5/2 ионов Yb3+ [22–24]. Поскольку f–d-переходы в отличие от ff являются разрешенными, интенсивности соответствующих ПП отличаются примерно в 104 раз [25].

Рис. 2.

Спектры ОП необлученных кристаллов CaF2–YbF3, содержащих 5(1), 3 мол. % YbF3 (2), в УФ- (а), ИК-областях спектра (б).

Спектры поглощения и люминесценции ионов Yb3+, введенных в монокристаллы фторидов CaF2 и SrF2, подробно исследованы [12, 19, 20, 26–29]. Однако работ, посвященных изучению оптических свойств ионов Yb2+, введенных в эти монокристаллы, в литературе недостаточно. Анализ показал, что в основном изучены генерационные, механические и тепловые свойства этих кристаллов. В работе [30] наблюдались полосы А1, А2, А3, А4 в кристаллических образцах CaF2–YbF3 и SrF2–YbF3, но есть некоторые различия с нашими данными, что может быть связано с концентрацией примеси иттербия, введенной в кристаллы. В целом в работе [30] наблюдается сходное поведение спектров поглощения двухвалентных ионов иттербия, введенных в монокристаллы фторидов CaF2 и SrF2: полоса в ближней УФ-области смещается при увеличении размеров катионов в коротковолновую сторону, более коротковолновая полоса испытывает противоположное смещение, т.е. 364 → 358 нм, 228 → 234 нм при CaF2 → SrF2. В работе [31] также наблюдали вышеуказанные полосы при концентрации иттербия 0–0.4 мол. % в кристаллах CaF2–YbF3 и SrF2–YbF3, но оптические свойства недостаточно изучены.

Нами также были измерены спектры ОП с низкой концентрацией (0.1 мол. %) иттербия, введенного в монокристаллы SrF2. Спектры ОП исходных кристаллических образцов SrF2–YbF3 содержали ПП с максимумами при 231, 260, 271 и 357 нм (A4) в УФ-области (рис. 3), а также группу линий при 860–1060 нм с максимумами при 925, 969.5, 975.5 нм в ИК-области спектра [27].

Рис. 3.

Спектр ОП необлученного кристалла SrF2–YbF3 (0.1 мол. % YbF3) в УФ-области.

Эти полосы также были обнаружены в работах [12, 19, 20, 26–29]. Некоторые различия могут быть связаны с различным кристаллическим составом или со спектральным разрешением при измерениях поглощения. Но во всех исследованных кристаллах SrF2–YbF3 наблюдали значительно более интенсивные узкие полосы по сравнению с кристаллом CaF2–YbF3 с той же концентрацией иттербия.

Здесь надо отметить, что при небольшой разнице ионных радиусов ионов M2+ и R3+ (в частности, в кристаллах CaF2:R3+) устойчивы тетрагональные nn-диполи; при увеличении ионного радиуса M2+ имеет место переход к тригональным nnn-диполям (устойчивым в кристаллах ВaF2:R3+); серии кристаллов на основе SrF2 и PbF2 демонстрируют смену nn-диполей на nnn при уменьшении ионного радиуса R3+ [32].

Спектр поглощения ионов Yb2+ в кристаллических образцах CaF2–YbF3 характеризуется четырьмя интенсивными полосами в УФ-области спектра с максимумами A1 = 227 нм, А2 = 262 нм, А3 = 274 нм, A4 = 364 нм (см. рис. 2а). Расположение этих полос практически не изменилось в монокристалле и нанокерамике твердого раствора 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 (см. рис. 1а). В кристаллических образцах CaF2–YbF3 полоса G = 214 нм наблюдается как плечо полосы A1, но эта полоса не наблюдалась в монокристалле и нанокерамике твердого раствора 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3. Кроме того, малоинтенсивная полоса с максимумом при 320 нм смещается в коротковолновую сторону спектра (≈300 нм).

Изменение состава приводит к изменению формы спектров поглощения, интенсивностей отдельных линий и смещению максимума спектра поглощения в коротковолновую область при добавлении SrF2 в систему. Нужно отметить, что подобное изменение спектрального положения линий поглощения наблюдалось для ионов неодима в аналогичных тройных системах фторидов [12]. При этом помимо смещения в коротковолновую область наблюдается сужение сáмой интенсивной полосы поглощения в ИК-области спектра. По-видимому, это связано с уменьшением числа различных оптических центров иона Yb, которое приводит к уменьшению неоднородного уширения линий поглощения (см. рис. 1б). Это позволяет получать требуемые спектроскопические свойства редкоземельного иона, т.е. управлять положением и интенсивностью линий поглощения за счет изменения состава твердых растворов.

Спектры поглощения Yb3+ характеризуются очень широкой полосой в ближней ИК-области, что соответствует электронному переходу из основного состояния 2F7/2 к возбужденному состоянию 2F5/2 ионов Yb3+ [23, 24]. Если кристаллы синтезируются в восстановительных условиях с избытком фтора при сравнительно низком (<0.5 ат. %) содержании ионов Yb, то в них наряду с кубическими (Oh) центрами создаются Yb3+-центры с тетрагональной (C4v), а также тригональной симметрией (C3v) [22–24]. При сравнительно высоких содержаниях активаторные ионы иттербия образуют различные кластерные состояния [24]. Известно [24], что в области основного перехода, т.е. перехода между нижними штарковскими подуровнями основного и возбужденного состояний, спектральная линия с максимумом поглощения в районе 976–980 нм принадлежит оптическим центрам кластеров ионов Yb3+, а спектральная линия с максимумом поглощения в районе 966–969 нм – тетрагональным оптическим центрам Yb3+.

Самый интенсивный пик поглощения находится при Y4 = 978–980 нм (в зависимости от концентрации) и обусловлен образованием больших кластеров, содержащих ионы Yb3+ [22–25]. Мы обнаружили пик 978 нм в интервале концентрации активатора 1~5 мол. % в кристалле СаF2:YbF3 (рис. 2). Но в монокристаллах и нанокерамиках твердого раствора 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 этот пик смещается в коротковолновую сторону до 975 нм (см. рис. 1). Полученные нами данные совпадают с результатами, представленными в работах [12, 19, 27]. Наблюдаемая полоса при Y1 = 922 нм в кристаллах СаF2:YbF3 расщепляется на два пика в кристаллах и нанокерамиках 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 с максимумами при 922 и 930 нм (рис. 1 и 2). Если учесть, что полоса с максимумом при 975 нм обусловлена тригональными центрами, а 930 нм – тетрагональными [20–23], то можно утверждать, что в монокристаллах и нанокерамиках твердого раствора 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 тригональные (C3v) и тетрагональные (С4v) центры превалируют. Из анализа ПП оптических центров ионов Yb3+ в кристаллах твердых растворов следует, что ионам Sr2+ энергетически выгодно находиться в ближайшем локальном окружении как тетрагонального центра, так и тригонального. Кроме того, увеличение ионного радиуса основного катиона (RSr > RCa) приводит к изменению размеров элементарной ячейки матрицы и локального кристаллического поля. Возникающее в результате штарковское расщепление уровней приводит к сдвигу максимумов поглощения к более коротким длинам волн.

Под действием γ-облучения при температуре 300 К интенсивности всех ПП, связанных с ионами Yb2+, в диапазоне 200–400 нм увеличиваются, а ПП, связанных с ионами Yb3+, в области 860–1060 нм несколько уменьшаются в обоих типах образцов 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3, что свидетельствует о валентном переходе Yb3+ → Yb2+ (рис. 4 и 5). Переход Yb3+ → Yb2+ при облучении сильнее проявляется в монокристаллах (рис. 6).

Рис. 4.

Спектры ОП кристалла 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 в УФ- (а) и ИК-областях спектра (б): 1 – исходный образец, 2 – через сутки после γ-облучения дозой 105 рад.

Рис. 5.

Спектры ОП керамики 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 в УФ- (а) и ИК-областях спектра (б): 1 – исходный образец, 2 – через сутки после γ-облучения дозой 105 рад.

Рис. 6.

Разностные спектры поглощения γ-облученных (105 рад) и исходных монокристаллических (1) и нанокерамических (2) образцов 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 в ИК-области.

После γ-облучения дозой 105 рад расположение максимумов ПП в УФ-области практически не изменяется в монокристаллах и нанокерамиках 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3. В ИК-области интенсивность ПП с максимумом 975 нм, обусловленная тригональными центрами C3v (Т2), сильно уменьшается, наблюдается уменьшение интенсивности полос с максимумом 965 нм, обусловленной тригональными центрами C3v, и с максимумом 979 нм, обусловленной кластерами ионов Yb3+ (рис. 6а). Кроме этого, увеличивается интенсивность полос с максимумами при ~919, 928 и 942 нм (рис. 6б).

В работе [21] показано, что в монокристалле и нанокерамике на основе CaF2-YbF3 при γ-облучении уменьшается интенсивность ПП с максимумом 979 нм, обусловленной кластерами ионов Yb3+, несколько уменьшаются интенсивности полос с максимумами 945, 966, и 990 нм и увеличиваются интенсивности полос с максимумами ≈920 и 962 нм.

Выдержка облученных образцов при температуре 300 К в темноте приводит к некоторому восстановлению спектров облученных образцов, что обусловлено подвижностью квазинестабильных межузельных ионов фтора. С течением времени интенсивности всех обнаруженных ПП Yb2+ в обоих типах облученных образцов уменьшаются, а ПП, связанных с ионами Yb3+, в области 860–1060 нм увеличиваются. Через 24 ч спектры ОП образцов практически стабилизируются. Из рис. 7 видно, что интенсивность ПП с максимумами при 978 нм, обусловленной кластером, и 966 нм, обусловленной тригональными центрами, после выдержки в течение суток после облучения возвращается к исходному состоянию, но спектр полностью не восстанавливается. Через сутки после облучения количество центров, ответственных за ПП с максимумами в УФ-области при 227, 262, 274 и 364 нм, больше, чем в исходном состоянии, однако концентрация центров, связанных с полосами в ИК-области при 966, 978 нм, меньше (рис. 4, 5 и 7). Кроме этого, количество центров, ответственных за ПП, при 918, 928 и 973 нм, несколько больше, чем в исходном необлученном состоянии. Это свидетельствует о том, что в процессе облучения монокристаллов и нанокерамик 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3, особенно после их выдержки при комнатной температуре, происходят превращения Yb3+ → Yb2+, а также переходы Yb3+ → Yb3+ между ионами с различной симметрией, так же как в монокристаллах и нанокерамиках на основе CаF2–YbF3 [21].

Рис. 7.

Разностные спектры поглощения выдержанных после облучения в темноте в течение 24 ч и исходных образцов монокристалла (1) и нанокерамики (2) 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 в ИК-области.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Спектры ОП необлученных кристаллических и керамических образцов 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3 подобны и в спектральной области 200–800 нм содержат ПП, соответствующие наличию малой примеси ионов Yb2+, а в области 800–1100 нм – ионов Yb3+.

Под действием γ-облучения при температуре 300 К интенсивности всех ПП, связанных с ионами Yb2+, в диапазоне 200–400 нм увеличиваются, а ПП, связанных с ионами Yb3+, в области 860–1060 нм несколько уменьшаются в обоих типах образцов 65CaF2⋅30SrF2⋅5YbF3. Под воздействием γ-облучения на поверхности кристаллов и керамики происходит переход Yb3+ → Yb2+, впоследствии приводящий к структурным изменениям вокруг ионов Yb3+.

Переход Yb3+ → Yb2+ при облучении сильнее выражен в монокристаллических образцах.

Под воздействием γ-облучения и в кристаллических, и в керамических образцах, кроме перехода Yb3+ → Yb2+, происходят конфигурационные изменения вокруг ионов Yb3+, обуславливая различные Yb3+ → Yb3+-переходы в структуре образцов. Конфигурационные изменения проявляются больше в нанокерамических образцах, чем в монокристаллах.

Список литературы

  1. Sorokin P., Stevenson M. Solid-State Optical Maser Using Divalent Samarium in Calcium Fluoride // IBM J. Res. Dev. 1961. V. 5. № 1. P. 56−58.

  2. Hatch S.E., Parsons W.F., Weagley R.J. Hot-Pressed Polycrystalline CaF2:Dy2+ Laser // Appl. Phys. Lett. 1964. V. 5. № 8. P. 153–154.

  3. Воронько Ю.К., Осико В.В., Удовенчик В.Т., Фурсиков М.М. Оптические свойства кристаллов CaF2-Dy3+ // ФТТ. 1965. Т. 7. № 1. С. 267–273.

  4. Krupke W.F. Ytterbium Solid-State Lasers. The First Decade // IEEE J. Quantum Electron. 2000. V. 6. № 6. P. 287–1296.

  5. DeLoach L.D., Payne S.A., Chase L.L. et al. Evaluation of Absorption and Emission Properties of Yb3+ Doped Crystals for Laser Applications // IEEE J. Quantum Electron. 1993. V. 29. P. 179–1190.

  6. Воронько Ю.К., Осико В.В., Щербаков И.А. Оптические центры и взаимодействие ионов Yb3+ в кубических кристаллах флюорита // ЖЭТФ. 1969. Т. 56. № 1. С. 151–160.

  7. Cleven G.D., Lee S.H., Wright J.C. Clustering and Percolation of Defects in Pr3+:SrF2 Using Site-Selective Spectroscopy // Phys. Rev. B. 1991. V. 44. P. 23–27.

  8. Siebold M., Bock S., Schramm U., Xu B., Doualan J.L., Camy P., Moncorg’e R. Yb:CaF2  – A New Old Laser Crystal // Appl. Phys. B. 2009. V. 97. P. 327–338.

  9. Akchurin M.Sh., Basiev T.T., Demidenko A.A., Doroshenko M.E., Fedorov P.P., Garibin E.A., Gusev P.E., Kuznetsov S.V., Krutov M.A., Mironov I.A., Osiko V.V., Popov P.A. CaF2:Yb Lazer Ceramics // Opt. Mater. 2013. V. 35. P. 444−450.

  10. Siebold M., Hornung M., Boedefeld R., Podleska S., Klingebiel S., Wandt C., Krausz F., Karsch S., Uecker R., Jochmann A., Hein J., Kaluza M.C. Terawatt Diode-Pumped Yb:CaF2 Laser // Opt. Lett. 2008. V. 33. № 23. P. 2770−2772.

  11. Dannecker B., Marwan Abdou Ahmed, Graf T. SESAM-Modelocked Yb:CaF2 Thin-Disk-Laser Generating 285 fs Pulses with 1.78 μJ of Pulse Energy // Laser. Phys. Lett. 2016. V. 13. P. 1–5.

  12. Басиев Т.Т., Васильев С.В., Дорошенко М.Е., Конюшкин В.А., Кузнецов С.В., Осико В.В., Федоров П.П. Эффективная генерация монокристаллов твердых растворов CaF2-SrF2:Yb3+ при диодной лазерной накачке // Квантовая электроника. 2007. Т. 37. № 10. С. 934–937.

  13. Федоров П.П., Бучинская И.И. Проблемы пространственной однородности кристаллических материалов и точки конгруэнтного плавления седловинного типа в тройных системах // Успехи химии. 2012. Т. 81. № 1. С. 1–20.

  14. Стасюк В.А. Изучение седловинных точек на поверхности ликвидуса и солидуса в тройных системах с трифторидами редкоземельных элементов: Автореф. дис. ... канд. хим. наук М.: МИХТ им. М.В. Ломоносова, 1998.

  15. Burnett J.H., Livene Z.H., Shirley E.L. Intrinsic Birefringence in Calcium Fluoride and Barium Fluoride // Phys. Rev. B. 2001. V. 64. № 24. P. 241102.

  16. Kaminskii A.A., Mikaelyan R.G., Zygler I.N. Room-Temperature Induced Emission of CaF2-SrF2 Crystals Containing Nd3+ // Phys. Status Solidi. B. 1969. V. 31. № 2. P. 85–86.

  17. Федоров П.П., Бучинская И.И., Стасюк В.А. Конгруэнтно-плавящиеся стационарные точки на поверхности ликвидуса тройных твердых растворов // Физика кристаллизации. К 100-летию Леммлейна. М.: Физ. мат. лит., 2002. С. 220–245.

  18. Кузнецов С.В., Александров А.А., Федоров П.П. Фторидная оптическая нанокерамика. Обзор // Неорган. материалы. 2021. Т. 57. № 6. С. 583–607. https://doi.org/10.31857/S0002337X21060075

  19. Ушаков С.Н., Усламина М.А., Нищев К.Н., Федоров П.П., Кузнецов С.В., Осико В.В. Исследование оптических центров ионов Yb3+ в кристаллах твердых растворов фторидов CaF2−SrF2−YbF3 // Оптика и спектроскопия. 2020. Т. 128. № 5. С. 36–39.

  20. Liu J., Feng C., Su L.B., Jiang D.P., Zheng L.H., Qian X.B., Wang J.Y., Xu J., Wa Y.G. Characteristics of a Diode-Pumped Yb:CaF2–SrF2 Mode-Locked Laser using a Carbon Nanotube Absorber // Laser Phys. Lett. 2013. V. 10. P. 105806.

  21. Ашуров М.Х., Нуритдинов И., Бойбобоева С.Т. Радиационно-стимулированные Yb3+ ↔ Yb2+ и Yb3+ ↔ Yb3+ превращения в монокристаллах и нанокерамиках CaF2–YbF3 // Докл. Академии наук Республики Узбекистан. 2019. № 1. С. 11–14.

  22. Nicoaraa I., Lighezana L., Enculescub M., Enculescub I. Optical Spectroscopy of Yb2+ Ions in YbF3-Doped CaF2 Crystals // J. Cryst. Growth. 2008. V. 310. P. 2026–2032.

  23. Kaczmarek S.M., Tsuboi T., Ito M., Boulon G., Leniec G. Optical Study of Yb3+/Yb2+ Conversion in CaF2 Crystals // J. Phys.: Condens. Matter. 2005. V. 17. P. 3771–3786.

  24. Ito M., Gotaudier C., Yannick G., Lebbou K., Fukuda T., Boulon G. Crystal Growth, Yb3+ Spectroscopy, Concentration Quenching Analysis and Potentiality of Lazer Emission in Ca1–xYbxF2+x // J. Phys.: Condens. Matter. 2004. V. 16. № 8. P. 1501–1521.

  25. Shcheulin A.S., Angervaks A.E., Semenova T.S., Koryakina L.F., Petrova M.A., Fedorov P.P., Reiterov V.M., Garibin E.A., Ryskin A.I. Additive Colouring of CaF2:Yb Crystals: Determination of Yb2+Concentration in CaF2:Yb Crystals and Ceramics // Appl. Phys. B. 2013. V. 111. P. 551–557.

  26. Sulc J., Jelınkova H., Doroshenko M.E., Basiev T.T., Konyushkin V.A., Fedorov P.P. Tunability of Lasers Based on Yb3+ Doped Fluorides SrF2, SrF2–CaF2, SrF2–BaF2 and YLF // 2009 OSA / ASSP 2009.

  27. Camy J.L., Doualan A., Benayad M., Von Edlinger V., Enard M., Moncorg R. Comparative Spectroscopic and Laser Properties of Yb3+-Doped CaF2, SrF2 and BaF2 Single Crystals // Appl. Phys. 2007. V. 89. P. 539–542.

  28. Druon F., Ricaud S., Papadopoulos D.N., Pellegrina A., Camy P., Doualan J.L., Moncorgé R., Courjaud A., Mottay E., Georges P. On Yb:CaF2 qand Yb:SrF2: Review of Spectroscopic and Thermal Properties and Their Impact on Femtosecond and High Power Laser Performance // Opt. Mater. Express. 2011. V. 1. № 3. P. 489–502.

  29. Moine B., Courtois B., Pedrini C. Luminescence and Photoionization Processes of Yb2+ in CaF2, SrF2 and BaF2 // J. Phys. 1989. V. 50. № 15. P. 105–2119.

  30. Каплянский А.А., Феофилов П.П. Спектры двухвалентных ионов редких земель в кристаллах щелочноземельных фторидов // Оптика и спектроскопия 1962. Т. 13. № 2. С. 235–241.

  31. Рустамов Е. Исследование радиационно-оптических свойств нестехиометрических фаз M1–xRxF2+x: Дис. … канд. хим. наук. Ташкент. 1983. С. 116.

  32. Murin I.V., Gunsser W. Relaxation Methods for the Study of Ion Transport in Halide Systems // Solid State Ionics. 1992. V. 53–56. P. 837–842.

Дополнительные материалы отсутствуют.