1761

СИНТЕЗ И ИССЛЕДОВАНИЕ ГРАНАТОВ РЗЭ И АЛЮМИНИЯ ДЛЯ СВЕТОИЗЛУЧАЮЩИХ ДИОДОВ

Диссертация

Химия и фармакология

Физико-химические и люминесцентные свойства гранатов, основные способы соединения со структурой граната, кристаллохимические особенности соединений со структурой гранат, термостимулированная люминесценция в соединениях со структурой граната.

Русский

2013-01-06

1.44 MB

150 чел.

Министерство образования Российской Федерации 
СТАВРОПОЛЬСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ 
 
На правах рукописи 
 
 
Сокульская Наталья Николаевна 
 
 
СИНТЕЗ И ИССЛЕДОВАНИЕ ГРАНАТОВ РЗЭ И АЛЮМИНИЯ ДЛЯ  
СВЕТОИЗЛУЧАЮЩИХ ДИОДОВ 
 
 
 
Диссертация на соискание учёной степени кандидата наук 
 
Специальность 02.00.21 –  химия твёрдого тела 
 
 Научные руководители:    
 
                                                                      доктор химических наук, профессор  
Голота Анатолий Фёдорович 
кандидат технических наук, доцент 
Воробьёв Виктор Андреевич 
  
 
 
 
 
 
СТАВРОПОЛЬ    2004 
 
 
 

СОДЕРЖАНИЕ 
Стр 
ВВЕДЕНИЕ……………………………………………………………………   5 
ГЛАВА 1. 
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ 
И 
ЛЮМИНЕСЦЕНТНЫЕ 
СВОЙСТВА 
ГРАНАТОВ (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ) ………………………………………  9 
              1.1. Характеристика излучающих светодиодов …………………..   9                 
              1.2. Фазовые равновесия в системах Ln2O3-Ме2O3 (где Ln =Gd,Y; 
Ме=Al,Ga, Sc)
…………………………………………………………………   12 
                 1.2.1. Система Y2O3-Al2O3…………………………………………   12 
                 1.2.2. Система Gd2O3 -Al2O3………………………………………   14 
                 1.2.3. Система Gd2O3-Ga2O3………………………………………   15 
                 1.2.4. Система Y2O3-Ga2O3…………………………………………  16 
                 1.2.5. Система Ln2O3-Sc2O3………………………………………..   17 
              1.3. Основные способы получения соединений со структурой 
граната………………………………………………………………………….. 18 
                  1.3.1. Твёрдофазный синтез гранатов ……………………………  18 
                  1.3.2. Методы совместного осаждения…………………………..   20 
                  1.3.3. Золь-гель метод……………………………………………… 22              
                  1.3.4. Метод   «вымораживания»………………………………….. 22 
                  1.3.5. Метод  «горения»……………………………………………. 23          
               1.4.  Кристаллохимические особенности соединений со структурой 
граната………………………………………………………………………….. 25 
               1.5. Дефекты в соединениях со структурой граната………………. 29 
               1.6. Собственная люминесценция гранатов………………………..  31 
               1.7. Свойства церия, как активатора ……………………………….  33 
               1.8. Передача энергии между ионами РЗЭ………………………….  35 
               1.9. Термостимулированная люминесценция в соединениях со 
структурой  граната……………………………………………………………   36 
              ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 1 ………………………………………………    40 

 
ГЛАВА 2.  
ИСХОДНЫЕ ВЕЩЕСТВА, МЕТОДИКИ СИНТЕЗА И МЕТОДЫ 
ИССЛЕДОВАНИЯ  …………………………………………………………   42 
              2.1. Исходные вещества ……………………………………………..42 
              2.2. Методика приготовления исходных растворов ……………… 43 
              2.3.  Измерение интенсивности люминесценции  ………………… 43 
              2.4. Измерение спектров излучения и возбуждения …………….    44 
              2.5. Измерение термостимулированной люминесценции (ТСЛ)…..44 
              2.6. Измерение гранулометрического состава ……………………   45 
              2.7. Рентгенофазовый анализ ……………………………………….  45 
                  
ГЛАВА 3. 
ИССЛЕДОВАНИЕ 
ГРАНАТОВ, 
ПОЛУЧЕННЫХ 
МЕТОДОМ 
СОВМЕСТНОГО 
ОСАЖДЕНИЯ 
И 
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫМ 
ТВЕРДОФАЗНЫМ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕМ………………………………   47 
              3.1. Получение гадолиний-алюминиевого граната (ГАГ)  методом 
соосаждения…………………………………………………………………… 47 
                 3.1.1. Выбор оптимальной концентрации активатора…………..  47 
                 3.1.2. Выбор оптимального состава люминофора со структурой 
граната………………………………………………………………………. ..  52 
                 3.1.3. Влияние плавней………………………………………..        53 
                 3.1.4. Получение ГАГ твердофазным синтезом……………..   ..   56 
             3.2. Система Y3Al5O12:Се - Gd3Al5O12:Се …………………………… 57    
             3.3. Система Gd3Al5O12:Се- Gd3Ga5O12:Се………………………….  64 
             3.4. Система Gd3Al5-хSсхO12:Се ……………………………………     69 
             3.5. Получение ванадийсодержащих гранатов……………………..  73  
             3.6. Система Y3Al5-х-уMgхSiуO12:Се…………………………………     76 
                3.6.1.  Получение люминофоров Y3Al5-х-уMgхSiуO12:Се методом 
соосаждения ………………………………………………………………… …76 

                3.6.2.  Получение люминофоров  Y3Al5-х-уMgхSiуO12:Се твердофазным 
синтезом……………………………………………………………….…….…..85 
               ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 3………………………………………………   88 
ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ГРАНАТОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ 
ГОРЕНИЯ……………………………………………………………………..    89 
                4.1. Получение ИАГ методом горения……………………………    89             
                   4.1.1. Определение температуры инициации реакции горения с 
карбамидом…………………………………………………………………….   89 
                   4.1.2. Определение температуры инициации реакции горения с 
глицином ………………………………………………………… ……………  93 
                   4.1.3. Выбор горючего…………………………………………….  94 
                4.2. Система Y3Al5-хSсхO12:Се………………………………………  102 
                4.3. Система Y3Al5O12:Се- Y3Gа5O12…………………………………..  106 
ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 4………………………………………………………..  112 
 ГЛАВА 5. ИСССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ПРИМЕСЕЙ РЗЭ НА 
ЛЮМИНЕСЦЕНЦИЮ ЦЕРИЯ В ИАГ……………………………………..  113 
ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 5………………………………………………………..  119 
ГЛАВА 6. АНАЛИЗ ПОЛУЧЕННЫХ РЕЗУЛЬТАТОВ С ПОЗИЦИЙ 
КРИСТАЛЛОХИМИИ……………………………………………………….  120 
ВЫВОДЫ К ГЛАВЕ 6……………………………………………………….. 128          
ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ……………………………………………………..  129 
 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ…………………………………………………     130 
 
 
 
 
 
 
 

Введение 
     Использование  соединений    со  структурой  граната  с  общей  формулой 
{А3}[В2](С3)О12  чрезвычайно  разнообразно.  Они  применяются  в  качестве 
лазерных  материалов,  будучи  активированными  ионами  редкоземельных 
элементов - ИАГ:Nd3+,  ионами  Cr3+  и  Cr4+.  Обладая  повышенной 
радиационной  стойкостью  применяются  также    в  качестве  твердотельных 
люминесцентных  дозиметров  и  люминесцентных  детекторов.  Широкое 
применение  находят  соединения  со  структурой  граната,  активированные 
церием.  Долгое  время  они  использовались  в  качестве  эффективных 
катодолюминофоров.  Различное  использование  данного  класса  соединений 
приводит  к  всестороннему  изучению  их  свойств.  Наиболее  изученным  из 
данного класса гранатов является иттрий-алюминиевый гранат.     
    Относительно 
недавно 
люминофоры 
со 
структурой 
граната, 
активированные  церием  стали  использовать  для  светоизлучающих  диодов 
белого цвета свечения  (СИД).   В настоящее время СИД имеют обширные и 
многообразные области применения. Они всё в большей степени вытесняют 
лампы накаливания в таких областях как визуальная индикация и подсветка в 
устройствах отображения информации. СИД широко применяются также для 
внутрисхемной  и  панельной  индикации  состояния  электронных  схем,  в 
системах  записи  информации  на  фотоплёнку,  в  измерительной  технике  для 
создания  бесстрелочных  шкал  и  т.п.  СИД  «белого»  цвета  свечения, 
излучающие  во  всём  видимом  диапазоне,  позволяют  создавать  цветные 
дисплеи.  Традиционная    структура  СИД  «белого»  цвета  свечения  содержит 
InGaN- кристалл с высокой яркостью свечения (излучающий в области   430-
475 нм),  покрытый люминофором на основе иттрий - алюминиевого граната, 
в котором возбуждается жёлто- зелёное или жёлто-оранжевое свечение. 
    По  механизму  возбуждения  белого  свечения  СИД  близки  к 
люминесцентным лампам, где тлеющий разряд в парах ртути генерирует УФ-
излучение,  возбуждающее  свечение  в  люминофоре.  Однако,  в  отличие  от 
электронно-лучевых  трубок  (ЭЛТ)  и  газоразрядных  ламп,  где  энергия 

возбуждения  поглощается  в  основном  матрицей  люминофора,  а  затем 
передаётся  активатору,  в  СИД  белого  цвета    энергия  возбуждения 
поглощается  непосредственно  ионам  активатора  Се3+  в  области  наиболее 
длинноволновой  полосы  поглощения.  Физико-химические  параметры, 
определяющие  эффективность  люминофора  при  этом  виде  возбуждения 
изучены  недостаточно  подробно.  Кроме  того  не  выработаны  требования  к 
морфологии  и  размеру  частиц  люминофора.  Поэтому  проведение 
исследований, 
направленных 
на 
увеличение 
квантового 
выхода 
люминесценции  и  выбор  метода  синтеза,  обеспечивающего  требуемый 
размер частиц является актуальным.  
     Целью    настоящей    работы    является      исследование  взаимосвязи 
физико-химических свойств и светотехнических характеристик с  условиями  
синтеза  люминофоров  гранатной  структуры  для  применения  в  источниках 
белого  цвета  свечения  на  основе  синих  светоизлучающих  диодов  и 
разработка  на  базе  полученных  результатов  технологии  синтеза 
люминофоров с заданными свойствами.  
     Для достижения поставленной в настоящей работе цели  необходимо было 
решить следующие задачи: 
-  увеличить квантовый выход люминофоров на основе гранатов РЗЭ при    
     возбуждении светом синего СИД; 
-  изучить зависимость люминесцентных свойств от химического состава 
матрицы люминофора; 
-  определить оптимальный диапазон размеров частиц люминофора; 
-  обосновать  выбор  метода  синтеза  люминофора,  обеспечивающий 
оптимальное  сочетание  структуры  частиц  и  люминесцентных 
характеристик; 
-  провести  поиск  возможных  сенсибилизаторов  фотолюминесценции 
ионов  Се3+  при  возбуждении  светом  в  диапазоне  длин  волн 430-475 
нм. 
 

   Научная новизна:  
-  установлены  оптимальные режимы синтеза различных алюминатных   
     структур с эффективной люминесценцией; 
-  впервые    для  алюмо-галлиевых  соединений  иттрия-гадолиния  со 
структурой  граната  установлено  сенсибилизирующее  действие  ионов 
Tb3+ и Dy3+ на люминесценцию ионов Се3+ при  возбуждении светом в 
диапазоне 430-475 нм; 
-  впервые  для  гранатной  структуры  Y3Al5-х-уMgхSiуО12:Се  проведено 
детальное  исследование  зависимости  спектрально-люминесцентных 
характеристик  (спектров  излучения  и  возбуждения,  интенсивности 
люминесценции) от химического состава матрицы люминофора; 
-  показано, что замещение части алюминия в структуре ИАГ:Се на Mg и 
Si  позволяет  существенно  сместить  максимум  излучения  в  красную 
область спектра до 605 нм, а максимум   возбуждения до 480 нм; 
-  установлено,  что    определяющим  фактором  высокого  квантового 
выхода фотолюминесценции ИАГ:Се при возбуждении светом синего 
СИД  является размер областей когерентного рассеяния (ОКР). 
Практическая значимость:  
-  разработан  состав  Y3Al5-х-уMgхSiуО12:  Се  с  жёлто-оранжевой 
люминесценцией без применения гадолиния, что позволяет удешевить 
люминофор и расширить область цветовых температур белого СИД в 
сравнении с редкоземельным гранатом ГАГ:Се. 
-  разработан  оптимальный  состав  реакционной  смеси,  используемый 
при  получении  частиц  ИАГ:Се  субмикронного  размера  методом 
горения с квантовым выходом не менее 0,95. 
Защищаемые положения: 
1.  Применение  метода  горения  для  синтеза  люминофоров  на  основе 
гранатов РЗЭ в виде частиц субмикронных размеров. 

2.  Состав  реакционной  смеси  и  параметры  технологического  отжига 
продуктов реакции горения, обеспечивающие достижения квантового 
выхода не менее 0,95. 
3.  Эффект увеличения яркости (квантового выхода) фотолюминесценции 
ИАГ:Се,  возбуждаемого  светом  синего  СИД  при  введении  в  состав 
люминофора ионов Tb3+ и Dy3+  и механизм сенсибилизации. 
4.  Пути    расширения  диапазона  цветовых  температур  СИД  на  основе  
люминофора Y3Al5-х-уMgхSiуО12: Се в СИД белого цвета. 
5.  Необходимость  сохранения  определённых  кристаллографических 
параметров для достижения высокого квантового выхода. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

ГЛАВА  1. 
Физико-химические и люминесцентные свойства гранатов (обзор 
литературы) 
 
    Для  оптимизации  светотехнических  параметров  и  выбора  метода  синтеза 
люминофоров  гранатной  структуры  для  применения  в  СИД  белого  цвета 
необходимо  знать  устройство  и  основные  характеристики  СИД,  а  также 
требования к люминофорам, применяющихся в СИД. 
 
1.1.  Характеристика излучающих светодиодов 
     Светоизлучающие  диоды  (СИД) - класс  твердотельных      приборов,  в 
которых  электрическая энергия  непосредственно превращается в световую. 
В  основе  действия – инжекционная  электролюминесценция,  эффективная  в 
соединениях типа  AIIIBV 
      Основным  элементом  СИД,  представляющего  собой  маломощный 
твердотельный  источник  света,  является  кристалл  полупроводника  с 
электронно-дырочным переходом и омическими контактами, установленный 
в  кристаллодержателе.  В  качестве  материала  для  светоизлучающего  в 
видимом  диапазоне  кристалла  необходимы  полупроводники  с  запрещённой 
зоной  (Еg)  более 2 эВ,  поскольку  основной  вклад  в  люминесценцию  дают 
переходы    с  Еg,  близкой  к  ширине  запрещённой  зоны  (краевая 
люминесценция) [1]. Наиболее  широко  используемым  в  производстве  СИД 
полупроводниковым материалом оказался GaP (Еg = 2.27 эВ при 300 К) и ряд 
твёрдых  растворов  на  его  основе.  Наиболее  высокая  эффективность  и 
воспроизводимые результаты по созданию люминесцентных p-n-переходов в 
GaP были получены при использовании метода жидкостной эпитаксии [2].    
      Благодаря успешно проведённым разработкам,  в практику 70-80-х годов 
последовательно  вошли  бинарные  галлий-фосфидные  структуры  с  красным 
(GaP:ZnO),  зелёным  (GaP:N),  жёлтым  и  оранжевым  (GaP:N,ZnO)  цветами 

свечения [3-6]. В  это  же  время  исследователями  велись  разработки 
гетероструктур в системе AlAs-GaAs для «красных» СИД  [7,8].  
      Использование  же  тройных  и  четверных  соединений  полупроводников 
AIIIBV с изовалентным замещением элементов III и (или) V группы позволяет 
в  широком  диапазоне  Еg  достигать  совпадения  периода  решётки  твёрдого 
раствора и подложки на основе бинарного соединения [9]. 
      Как  показывает  анализ  литературных  данных,  одной  из  важнейших 
нерешённых  проблем  на  многолетнем  пути  развития  СИД  оставалась 
проблема создания эффективных СИД для коротковолновой области спектра 
- “голубых”, “синих”,  “фиолетовых”. 
       Относительно  недавно  (в 1994-1995 гг.)  интенсивные  исследования  и 
разработки  последнего  десятилетия  японских  специалистов [10] привели  к 
появлению  на  рынке  нитридов  AIIIBV  в  виде    тройного  соединения  InGaN  с 
излучением в диапазоне от синего до зелёного цвета. 
      Преимущества  СИД  перед  другими  типами  излучателей  отмечались 
специалистами ещё 20-25 лет назад [1]. Это высокий КПД, совместимость с 
другими  элементами  полупроводниковой  твердосхемной  электроники, 
долговечность и сравнительно низкая стоимость при массовом производстве. 
      Световая гамма современных полупроводниковых излучателей обширна: 
выпускаются  “красные”, «оранжевые”, «жёлтые’’, “зелёные”, «жёлто-
зелёные”, “голубые”, “синие” СИД. Получены первые образцы “белых” СИД. 
       Авторы [11] указывают  на  необходимость  применения  не  цветных,  а 
“белых” СИД для целей освещения. Они оценивают благоприятность белого 
цвета СИД человеческим глазом и предполагают в связи с этим возможность 
замены  цветных  СИД,  в  первую  очередь  “красных”,  на  “белые”  в 
информационных дисплеях. 
        Существует  два  конструктивных  варианта  получения  “белых”  СИД. 
Первый  основан  на  интегрировании  в  одном  корпусе  (светорассеивающей 
оболочке  из  белого  замутнённого  полимера,  например,  эпоксидной  смолы) 
светоизлучающих  чипов  синего,  зелёного  и  красного  цвета  с  образованием 


белого  цвета  аддитивным  смешиванием  трёх  разноспектральных  излучений 
при  прохождении  и  рассеивании  их  в  толще  оболочки.  Однако  такая 
конструкция “белого” СИД требует приложения к каждому типу отдельных 
контрольно-регулирующих  токовых  схем,  что  значительно  удорожает  такой 
“белый” СИД в сравнении с монохромным СИД. 
      Во  втором  случае  часть  излучения  полупроводникового  кристалла 
используется  для  возбуждения  люминофора,  покрывающего  этот  кристалл. 
Таким  образом,  при  смешении  проходящего  излучения  от  кристалла  и 
возбуждённого  излучения  люминофора,  получают  излучение  с  заданным 
спектром (рис.1.1).   
 
 
                                                            
1-
                    
светоизлучающий кристалл; 
                                                         
2- слой                                      
люминофора; 
                                     
3- смешанное излучение кристалла и  люминофора 
 
 
 
Рис. 1.1.  Конструкция СИД [12] 
    Авторы [12] приводят следующие параметры «белых» СИД: 
 материал -  InGaN+ИАГ;  
 цвет излучения - белый; 
 координаты цветности - x=0.29; y=0.3; 
 максимальная  длина  волны  полосы  возбуждения– 460 нм,  полосы 
излучения- 555 нм; 
 внешний квантовый выход – 3.5 %; 
 светоотдача – 5 лМ/Вт. 
       Изменяя состав люминофорной композиции (Y1-aGdа)3(Al1-bGab)5O12 можно 
получать  СИД  с  различными  светотехническими  характеристиками, 
варьировать  цветовую  температуру  белого  источника  излучения (3700-7000 

К),  индекс  цветопередачи,  эффективность  СИД.  Немаловажное  значение 
имеет  размер  частиц  люминофоров,  наносимых  на  поверхность  
излучающего  чипа  СИД:  они  должны  быть  достаточно  мелкодисперсными, 
так  как  размер  чипа  составляет 2-5 мм2,  должны  обладать  высокой 
стойкостью  к  интенсивному  излучению  СИД  и  иметь  высокий  квантовый 
выход при возбуждении светом диода. Следовательно,  для использования в  
СИД  белого  цвета  свечения  необходимо  получить  люминофоры, 
возбуждаемые в диапазоне длин волн 430-475 нм с субмикронным размером 
частиц и высоким квантовым выходом (не менее 0.95).  
     Прежде  чем  приступить  к  характеристике  методов  получения  гранатов 
необходимо  рассмотреть  фазовые  отношения  в  системах  Ln2О3-Ме2О3  (где 
Ln= Y; Gd; Ме= Al; Ga; Sc).  
 
1.2. Фазовые равновесия в системах Ln2О3-Ме2О3 (где Ln= Y; Gd; Ме= Al; 
Ga; Sc
1.2.1.  Система Y2O3-Al2O3 
    На рисунке 1.2. представлена фазовая диаграмма системы Y2O3-Al2O3. Эту 
систему изучали Кейт и Рой [13], Варшау и Рой [14], и особенно подробно с 
применением  метода  отжига  и  закалки [15]. По  данным [16] систему  Y2O3-
Al2O3
      относят  к III группе  по  характеру  фазовых  отношений.  В  этих 
системах  образуются  соединения  2Ln2O3-Al2O3  (Ln4Al2O9),  Ln2O3-Al2O3 
(LnAlO3), 3Ln2O3-5Al2O3 (Ln3Al5O12). 
     Кейт  и  Рой [13] нагреванием  смесей  оксидов  иттрия  и  алюминия  при 
температуре 1760-1800 оС получили два химических соединения: YAlO3 (типа 
перовскита)  и    Y3Al5O12    (типа  граната).  Указывается,  что  при  высокой 
температуре тип граната переходит в тип перовскита. 
      По  мнению  авторов [14,15]  в  рассматриваемой  системе  существует  два 
устойчивых  соединения:  Y4Al2O9    и  Y3Al5O12.  Третье  соединение  YAlO3 
является  метастабильным [14]. Соединение  YAlO3  устойчиво  в  узком 
интервале  температур 1835-1875 оС  и  имеет  ромбическую  структуру  [15].           


Соединение  Y4Al2O9    существует  в  виде  двух  полиморфных  форм: 
высокотемпературной  и  низкотемпературной.  Переход  низкотемпературной 
формы в высокотемпературную обратим. Соединение Y3Al5O12, как вытекает 
из  данных  работы [15] плавится  при 1950 оС  и  не  имеет  полиморфного 
превращения при 1970  оС, о котором упоминали авторы [13,18].  Авторы [17] 
не получили в системе Y2O3-Al2O3  соединение  Y3Al5O12.  
 
 
 
 
 
 
 
 
  
 
 
 
 
 
Рис.1.2. Фазовая диаграмма системы Y2O3-Al2O3 [16] 
        В  более  поздней  работе  отечественных  учёных [19] показано,  что 
взаимодействие  оксидов  иттрия  и  алюминия  начинается  при 897-947 оС  с 
образованием соединения Y4Al2O9, независимо от состава смеси. При 1097 оС 
наблюдается образование YAlO3, начиная с 1297 оС кристаллизуется алюмо-
иттриевый гранат. 
       При сравнении рентгенограмм соединений YAlO3 и Y3Al5O12 авторы [15]  
указывают  на  некоторую  близость  межплоскостных  расстояний  и 
интенсивностей линий. Параметр элементарной ячейки YAlO3 равен 11.989 Å
а Y3Al5O12 - 12.02 Å .  

        Предполагается [13], что  между  соединениями  YAlO3  и  Y3Al5O12 
существует  ряд  твёрдых  растворов.  Однако  по  данным  микроскопических 
исследований авторов [15] в интервале отношений от 1:1 до 3:5 система Y2O3-
Al2O3
 двухфазна. Это интерпретировано как указание на то, что если твёрдый 
раствор  и  существует,  то  в  небольшом  диапазоне  температур  и 
концентраций. 
      Таким  образом,  в  системе  Y2O3-Al2O3  установлено  образование 
соединений:  Y4Al2O9, YAlO3 и Y3Al5O12
 
1.2.2. Система Gd2O3 - Al2O3 
        Систему Gd2O3 -Al2O3 изучали авторы [20-24]. Систему Gd2O3 -Al2O3, как и 
Y2O3-Al2O3  по характеру фазовых отношений относят к III группе. В работе 
[20]  показано,  что  в  этой  системе  образуется  соединение  GdAlO3  со 
структурой  перовскита.  Это  же  соединение  получили  авторы [22,25]  при 
прокаливании смеси азотнокислых солей. 
        В [24]  уточнили фазовую диаграмму    системы Gd2O3-Al2O3, построенную 
раннее [23]. Исследованию  были  подвергнуты  сплавы  оксидов  и  совместно 
осаждённые смеси, приготовленные осаждением аммиаком из азотнокислых 
растворов  алюминия  и  гадолиния  с  последующим  прокаливанием 
полученных  осадков  при  разных  температурах.  Было  найдено,  что 
образование  GdAlO3  протекает  через  фазу  иного  состава,  следы  которой 
сохраняются даже при прокаливании в течение одного часа при 1380 оС (при 
прокаливании  в  течение 55 часов  при 880 оС  продукт  целиком  состоит  из 
неё). Этой фазой оказалось соединение Gd4Al2O9. Авторы [27]  отмечают, что 
GdAlO3  устойчив  до 2223 К  и  обнаруживает  устойчивость  при  нагревании 
вплоть до температуры плавления. Моноалюминат гадолиния при плавлении 
разлагается  по  перитектической  реакции.  Он  имеет  узкий  диапазон  в 
субсолидусной  области [26].  По  данным [24] в  системе  Gd2O3-Al2O3   
соединение  состава  Gd3Al5O12    получено  не  было.  По  сведениям [16]  
наиболее устойчивым в системе Gd2O3-Al2O3 является соединение Gd3Al5O12

которое  не  разлагается  при  нагревании  вплоть  до  температуры  плавления. 
Параметр  решётки  Gd3Al5O12  равен 12,111 Å. Таким  образом,  сведения  о 
характере  фазовых  превращений  в  системе  Gd2O3-Al2O3  противоречивы. 
Однако  сходство  фазовых  отношений  в  системах Gd2O3-Al2O3    и  Y2O3-Al2O3 
даёт основания предполагать, что  аналогично системе Y2O3-Al2O3 в системе 
Gd2O3-Al2O3 образуются  три соединения: Gd3Al5O12GdAlO3   и  Gd4Al2O9. 
 
1.2.3. Система Gd2O3-Ga2O3 
    Системы  Ln2O3-Ga2O3    менее  изучены,  чем    системы Ln2O3-Al2O3
Исследованию  фазовых отношений в системе Gd2O3-Ga2O3 посвящены  
работы [28-32]. В работе [28]  установлено наличие в данной системе двух  
соединений: состава Gd2O3:Ga2O3 = 1:1, которое плавится при 1775 оС и  
претерпевает фазовый  переход при температуре 1540 оС. Данное соединение  
имеет деформированную структуру типа перовскита. Второе соединение  
имеет состав Gd2O3:Ga2O3 = 3:5- Gd3Ga5O12 в виде твёрдых растворов. При  
этом указывается, что протяжённость твёрдых растворов составляет 3,5  
мольных процента при 1500оС  и 2 мольн.% при 600оС. Максимум  
конгруэнтного плавления твёрдого раствора, равный 1720 оС соответствует  
составу Gd3,05Ga4,95O12
      Согласно [30]  в  системе  Gd2O3-Ga2O3  образуется  три  соединения: 
Gd3GaO6  (3:1)-  орторомбическая  сингония,  Gd3Ga5O12  (3:5)-  тип  граната  и 
Gd4Ga2O9 (2:1). Соединение Gd4Ga2O9 изоструктурно Eu4Al2O9 и принадлежит 
к моноклинной сингонии [33]. 
       Авторами  [29,31] в  системе  Gd2O3-Ga2O3  установлено наличие четырёх 
типов соединений: Gd3GaO6 (3:1), Gd4Ga2O9 (2:1),  GdGaO3 (1:1) и Gd3Ga5O12 
(3:5). 
        Соединение Gd3GaO6 по данным [29]  кристаллизуется при температуре 
1200  оС  и  выше.  Оно  стабильно  в  широком  интервале  температур  до 
плавления.  Температура  плавления 1775  оС  с  разложением  на  Gd2O3  и 
расплав.  Соединение  Gd4Ga2O9  имеет  область  стабильности  в  интервале 

температур 1475-1715  оС.  Данное  соединение  плавится  с  разложением  на 
Gd3GaO6      и      жидкость  при  температуре 1715  оС,  в  твёрдом  состоянии  при 
1475 оС оно распадается на смесь двух фаз: 3:1+3:5. 
        Существование  ортогаллата  перовскитоподобного  типа    GdGaO3  –  не 
подтверждается  рядом  авторов [30,31]. Получение  его  возможно  в  особых 
условиях  (при  статическом  давлении  или  переплавлении  гранатоподобной 
фазы) [32]. Эти  же  авторы  наблюдали  перовскитогранатовое  превращение 
Gd3Ga5O12→ GdGaO3 в системе Gd2O3-Ga2O3. В работе [29]  установлено, что 
соединение  состава 1:1 существует  в  узком  температурном  интервале.  При 
1675 оС оно разлагается при плавлении на Gd4Ga2O9 и жидкость; при 1650 оС 
наблюдается  распад  его  в  твёрдой  фазе  на  смесь  соединений  состава 2:1 и 
3:5.  
      Соединение  Gd3Ga5O12  образуется  при 900-1000  оС  в  смеси  с  другими 
фазами.  Соединение Gd3Ga5O12 стабильно в широком интервале температур 
и плавится без разложения при 1750 оС. 
      Следовательно,  в  системе  Gd2O3-Ga2O3  образуются  четыре  соединения: 
GdGaO3Gd4Ga2O9Gd3GaO6 и Gd3Ga5O12
        
1.2.4. Система Y2O3-Ga2O3 
    Система  Y2O3-Ga2O3  изучена  слабо [34,35].  В  данной  системе  авторы 
установили  два  соединения  состава  Y2O3:Ga2O3=3:1  и 3:5. Указывается,  что 
соединение  Y3Ga5O12  (кубической  структуры)  устойчиво,  а  его  температура 
плавления составляет 1500 оС. Структура соединения состава Y2O3:Ga2O3=3:1  
не  установлена,  температура  плавления- 1680 оС.  В  литературе  имеются 
данные [51] об  исследовании  свойств  иттрий-галлиевого  граната, 
рассматриваются  твёрдые  растворы      Y3Al5O12 - Y3Ga5O12 [104], но  не 
приводятся  данные  о  фазах,  сопутствующих  фазе  граната  Y3Ga5O12
Указывается  на  необходимость  более  высокой  температуры  прокаливания 
алюминиевых гранатов, чем галлиевых.  

     Сходство  фазовых  отношений  в  системах  Y2O3-Al2O3    и  Gd2O3-Al2O3  даёт 
основания  предполагать,  что,  наряду  с  определёнными  авторами [34,35] 
фазами  Y3Ga5O12  и  Y2GaO6  возможно  образование  YGaO3  и  Y4Ga2O9
аналогично системе Gd2O3-Gа2O3
  
1.2.5. Система Ln2O3-Sc2O3 
     Малочисленны  литературные  данные    по  системам  Ln2O3-Sc2O3 [16], в 
кристаллохимическом  аспекте  изучено  влияние  скандия  при  замещении 
алюминия  и  галлия  в  ИАГ  и  ИГГ [36]. Указывается [16], что  двойные 
системы Ln2O3-Sc2O3 по типам диаграмм состояния можно разделить на три 
группы.  К  первой  группе  относятся  системы  оксидов  Sc2O3  и  Lа2O3,  Рr2O3
Nd2O3,  Sm2O3,  Eu2O3,  Gd2O3,  Тb2O3.  Взаимная  растворимость  этих  оксидов 
даже  при  высоких  температурах  не  превышает 20-25 мольн. %, а  при 
обычной  температуре  составляет 3-10 мольн. %. В  этой  группе  образуются 
соединения  состава 1:1- LnScO3  (скандат  РЗЭ).  Ко  второй  группе  относятся 
системы Sc2O3  с Dy2O3Но2O3Y2O3, в которых образуются два соединения: 
Ln:Sc =1:1 (LnScO3)  и  Ln:Sc= 3:1 (Ln3ScO6).  Соединения  LnScO3  при 
нагревании  распадаются  с  образованием  твёрдого  раствора  кубической 
структуры.  Соединения  Ln3ScO6  имеют  узкую  область  существования  и 
также  распадаются  с  образованием  твёрдого  раствора  на  основе 
моноскандата  и  оксида  РЗЭ.  К  третьей  группе  относятся  системы  Sc2O3  с 
оксидами  тяжёлых  лантаноидов.  В  этих  системах  образуются  непрерывные 
ряды твёрдых растворов с кубической структурой.  
     При температурах ниже 2000 К растворимость Sc2O3  в Ln2O3 ограничена и 
наблюдается только для систем с Но2O3 и Y2O3, что связано с образованием 
двух  соединений  LnScO3  и  Ln3ScO6.  Таким  образом,  в  системах  Ln2O3-Sc2O3 
не обнаружено образование соединений гранатной структуры- Ln3Sc5O12.  
      Малочисленны  сведения  о  получении  гранатов,  в  которых  алюминий 
замещён  на  магний и кремний, имеется работа  [37], в  которой исследуется 
люминофор состава Y3Аl5-х-уMgуSiхО12:Tb

   Следовательно,  данные  литературы  свидетельствуют,  что  невозможно 
получение    чистых  скандиевых  гранатов.  Поэтому  необходимо  учитывать 
содержание  скандия  при  замещении  алюминия  или  галлия  в  структуре 
граната. Фазы  YАlО3 и Y4Аl2О9 являются сопутствующими фазе граната, при 
этом  они  отрицательно  могут  сказываться  на  люминесценции  гранатов. 
Таким образом,  при синтезе люминофоров гранатной структуры необходимо 
избегать образования  соединений YАlО3 и Y4Аl2О9
 
1.3.  Основные способы получения соединений со структурой граната 
      Впервые  иттрий-алюминиевый  гранат  получили  Кейт  и  Йодер [38]. 
Синтезированы  гранаты,  в  которых  алюминий  и  иттрий  частично  или 
полностью  замещены  на  гадолиний,  скандий,  галлий,  железо,  ванадий  и 
другие  элементы  периодической  системы  Менделеева [39-43]. Предложено 
большое  количество  методов  получения  соединений  гранатной  структуры. 
Наиболее  часто  встречаемыми  в  литературе  являются  твёрдофазный  метод  
[41,44-46],  методы  осаждения  в  виде  оксалатов [47], гидроксидов [48-51] с 
последующей  обработкой  при  высоких  температурах,  золь-гель  метод [52-
55]. Метод «вымораживания» менее известен  [56]. Одним из предложенных 
относительно недавно является метод горения  [57,58]. 
 
1.3.1. Твёрдофазный синтез гранатов 
  Твёрдофазный  метод  синтеза  является  наиболее  простым  в  исполнении  и 
уже  длительное  время  применяющимся  для  получения  соединений  со 
структурой граната. Известно [44], что взаимодействие Y2O3 - Al2O3 протекает 
с  низкими  скоростями  при  температурах,  меньших 1600  оС.  Поэтому 
твёрдофазный  синтез  гранатов  ведут  при  температурах  выше 1600  оС. 
Согласно [44]  предварительно  прокаленные  Y2O3  и  Al2O3    смешивали    в 
соотношении 3:5, подвергали  совместному  истиранию  в  стержневой 
мельнице  и    прокаливали  при  температуре 1600 оС.  Предложено [45]  
получение  ИАГ  твёрдофазной  реакцией  при  следующих  условиях:  оксиды 

алюминия  и  иттрия (3:5) размалывали  в  шаровой  мельнице  (скорость 
вращения 250 оборотов в минуту) в атмосфере аргона. Шары изготовлены из 
карбида вольфрама. Время размола- 24 часа. Прокаливание вели при 1150 оС 
в течение 16 часов для получения однофазного продукта. При твёрдофазной 
реакции  основную  роль  в  образовании  конечного  продукта  с  равномерно 
распределённым  активатором  в  условиях  повышенной  температуры  имеет 
диффузия  исходных  продуктов.  Процессы  диффузии  протекают  быстрее  и 
полнее,  если  поверхность  шихты  более  развита,  а  перемешивание 
компонентов  смеси  выполнено  на  молекулярном  уровне [59]. Поэтому 
необходимым  условием  приготовления  шихты  для  твёрдофазного  синтеза 
является  длительный  размол  и  перемешивание  компонентов.  Отмечается 
[44], что независимо от мольного соотношения твёрдофазное взаимодействие 
развивается в три этапа:  
        2 Y2O3 + Al2O3  → Y4Al2O9     (950-1000 оС) 
                                Y4Al2O9 + Al2O3  → 4YAlO3          (1100 оС) 
                               3 YAlO3 + Al2O3  →  Y3Al5O12     (1250-1400 оС) 
   Накопление  Y3Al5O12  и      Y4Al2O9  происходит  и  вследствие  разложения 
метастабильного при t < 1835 оС перовскита иттрия: 
7YAlO3  →  Y3Al5O12  +Y4Al2O9 
    Данные  микрорентгеноспектрального  анализа [19] свидетельствуют,  что 
между  Y2O3  и Al2O3  происходит  практически  односторонняя,  очень 
медленная  диффузия  алюминия  в  оксид  иттрия.  Таким  образом, 
взаимодействие  оксидов  иттрия  и  алюминия  происходит  за  счёт  диффузии 
алюминия  в  оксид  иттрия  и  первоначальным  продуктом  реакции  является 
соединение, богатое оксидом иттрия. 
    В  системе  Y2O3 - Al2O3    Y2O3  является  покрываемым,  а  Al2O3
покрывающим реагентом. Показано [44], что при взаимодействии Y2O3:Al2O3 
= 3:5 вплоть  до  полного  завершения  реакции  остаётся  наиболее  «активный 
реагент»- Al2O3

    Чаще  всего  для  понижения  температуры  прокаливания  ИАГ  используют 
минерализаторы,  например,  фториды  и  хлориды  щелочно-земельных 
элементов.  Авторами [62] проведено  сравнительное  исследование  влияния 
BaCl2  и  BaF2  на  формирование  ИАГ  в  твёрдофазной  реакции.  В  области  от 
900 до 1300 оС BaF2 взаимодействует с  Y2О3 и  Al2O3, образуя   BaAl2O4, YF3, 
YОF
, Y3Al5O12, Y4Al2O9, YAlO3. Указывается, что эвтектические составы YF3 -
BaF2    имеющие  низкие  температуры  плавления  способствуют  началу 
фазовому  взаимодействию  твёрдое-  жидкое,  приводящее  к  получению 
однофазного  кубического  ИАГ.  Когда  в  качестве  плавня  использовали 
хлорид бария, то не происходило образование ни YCl3 ни YОCl,  хотя BaCl2 
уже расплавлен при температуре 1000 оС. Следовательно, при применении в 
качестве  минерализатора  BaCl2  не  образуется  эвтектического  состава, 
играющего каталитическую роль. Принимая во внимание результаты работы, 
нам представляется интересным в своем исследовании попытаться получить 
люминофоры 
гранатной 
структуры 
с 
применением 
в 
качестве 
минерализаторов фторидов бария и стронция. 
 
1.3.2.  Методы совместного осаждения 
Схематично методы соосаждения можно представить таким образом: 
Осаждение оксалатов 
0.5 М растворы Y(NO3)3Al(NO3)3 
↓                                                                              
щавелевая кислота + триэтиламин, рН=10.2 
                                                                  ↓ 
                                           осаждение в ванне со льдом 
↓ 
 фильтрование, сушка, просев 
↓ 
отжиг при 300-500 оС 
↓ 
прокаливание шихты при Т > 1000 оС 
 
                                       

Осаждение гидроксидов 
0.5 М растворы Y(NO3)3, Al(NO3)3 
↓                                                                              
1 М раствор NH4OH, рН=10 
↓ 
осаждение гидроксидов 
↓ 
фильтрование 
↓ 
сушка при 100-150  оС 
↓ 
отжиг при 500-700  о С 
↓ 
прокаливание шихты при 860-980  о
о
  С  +  >1200  С 
 
       В  случае  гидроксидного  метода  наблюдается  большая  однородность 
осадков,  что  способствует  более  полному  протеканию  диффузии 
реагирующих  компонентов  и  ускорению  процесса  образования  граната. 
Авторы [48]   полагают, что для получения иттрий-алюминиевого граната без 
примесей  посторонних  фаз  требуется  предварительное  прокаливание 
гидроксидов при 500-700 оС, т.е. когда вода удалена, но кристаллизации ещё 
нет.  Кристаллизация  фазы  граната  происходит  в  интервале 860-980 оС [43]. 
Вследствие  этого  на  первой  стадии  прокаливания  шихты  (двустадийного 
прокаливания) желательно придерживаться этого температурного интервала. 
      Согласно  работе [60], соединение  со  структурой  граната  образуется 
полностью  при  прокаливании  совместно  осаждённых  гидроксидов  иттрия  и 
алюминия  уже  при 1200 оС.  При  этом  указывается  на  большое  значение 
порядка  сливания  растворов  смеси  солей  с  аммиаком.  Рекомендуется  для 
получения гомогенной смеси гидроксидов вести осаждение при высоком рН, 
путём приливания растворов смеси солей в аммиак. 
      Нака с сотрудниками [61]   установил, что из соосаждённых гелей можно 
получить  гранат  при 400  оС    и  при  давлении 5 кбар.  Оказалось,  что  при 
высоком  давлении  получается  серия  гранатовых  твёрдых  растворов, 
параметр  кристаллической  решётки  которых  находится  в  пределах 12.03-

12.04 Å. Эти  твёрдые  растворы,  представляемые  формулой      {Y3}[YxAl2-
х](Al3)O12,  не  разлагаются  при  длительной (24 часа)  выдержке  при 1000  оС    
на воздухе. 
 
1.3.3.  Золь-гель метод 
      Использование  золь-гель  метода  позволяет,  по  мнению  авторов [54,55], 
получать более однородные по составу гранаты уже при температуре 1000 оС.   
    Предлагаемая  в  работе [55] методика  следующая:  оксид  редкоземельного 
элемента (РЗЭ) растворяли в концентрированной соляной кислоте. Растворы 
выпаривали  для  удаления  HCl.  Хлорид  РЗЭ  высушивали  в  вакууме  и  затем 
растворяли 
в 
соответствующем 
количестве 
CH3OCH2CH2OH 
(метилцелозольф)  к  которому  предварительно  был  добавлен  Na-
дваметоксиэтилат. В результате реакции получается РЗЭ-дваметоксиэтилат и 
хлорид натрия. Продукты реакции разделяли на центрифуге. Одновременно в 
изопропаноле  растворяли  необходимое  количество  изопропилата  алюминия 
при  температуре 60  оС.  В  этот  раствор  по  каплям  вводили  водно-спиртовой 
раствор 
уксусной 
кислоты. 
Полученную 
смесь 
выдерживали 
с 
перемешиванием при  температуре 80 оС    в течение нескольких часов. Все 
операции  проводили  в  атмосфере  сухого  азота.  Полученный  таким  образом 
гель  высушивали  при 80  оС,  затем  прокаливали  на  воздухе  при  разной 
температуре (1000-1300 оС). 
      Данные  РФА [55] свидетельствуют,  что  при  температуре 700 оС   
получается  аморфный  продукт,  увеличение  температуры  прокаливания  до 
1000-1300 оС   приводит к образованию фазы граната. 
 
 
1.3.4.  Метод «вымораживания» 
      Для  получения  гомогенных  порошков  применяется  также  и  метод 
«вымораживания» [56]. В  соответствии  с  описанием,  изложенным  в  этой 
работе,  порошки  иттрий-алюминиевого  граната,  активированного  церием, 

были приготовлены следующим образом. Смесь растворов сульфата иттрия и 
азотнокислых  солей  редкоземельных  элементов  была  высушена  при 
отрицательной  температуре.  Вследствие  низкой  растворимости  сульфата 
иттрия  в  воде,  в  водный  раствор  вводили  небольшой  избыток  серной 
кислоты. Для того чтобы соли полностью растворились, раствор был нагрет 
до 65  оС    при  перемешивании  и  выдержан  при  этой  температуре 16 часов. 
После  того  как  соль  растворилась,  к  раствору  добавляли  водный  раствор 
аммиака  для  увеличения  рН.  До  замораживания  значение  рН  выдерживали  
1.6-2.0.  Подготовленный  раствор  распылялся  через  форсунку  (стеклянную) 
азотом под давлением 2.2·104 Па в ванну с гексаном, который был охлаждён 
до - 80 оС. 
      Охлаждённые соли затем были перемещены на тарелки из нержавеющей 
стали  и  помещены  в  вакуумную  сушилку.  Соль  выдерживали  при 
температуре - 50  оС,  испаряющийся  гексан  собирали  при  этом  ловушкой  с 
жидким азотом. После того как давление в сушилке стало ниже 400 мм. рт. 
ст.(53 Па), температуру начали ступенчато увеличивать с интервалом  20 оС  
в  час  до  максимальной    70  оС.  Давление  при  этом  сохранялось  всегда  ниже 
чем 500 мм. рт. ст. (67 Па). После того как смесь солей была высушена при  
температуре 70  оС  и  давлении  53 Па    в  течение 16 часов - высушенный 
порошок  был  перенесён  в  платиновые  тигли  и  оттожён  при  температуре 
1350-1550  оС    в  кислороде.  Авторы  отмечают,  что  приготовленные  таким 
образом  люминофоры  имеют  большую  интенсивность  люминесценции,  чем 
полученные  прокаливанием  перемешанных  оксидов.  Фаза  граната 
формируется при температуре  1300 оС, т. е. примерно на 300 оС ниже,  чем 
при синтезе  из оксидов. 
 
1.3.5. Метод  «горения» 
      Метод «горения» используется для получения порошков с субмикронным 
размером  частиц [57,58]. В  качестве  исходных  веществ  использовали 
азотнокислые  растворы  иттрия  и  алюминия.  Затем  в  исходную  смесь 

растворов  добавляли  необходимое  количество  горючего.  В  качестве 
горючего  могут  быть  использованы  такие  органические  соединения  как 
карбамид   (CH4N2O), аминоуксусная кислота (C2H5NO2) или  карбогидразид 
(CH6N4O).  Стехиометрическая  смесь  нитратов  и  горючего  выражается  в 
значении элементарного стехиометрического коэффициента: 
Фс=Σ(количество оксидных элементов)·(валентность) ⁄ (-1) Σ(количество 
востановленных элементов)·(валентность) 
      Смесь является стехиометричной, когда Фс >1 и богатой горючим, когда 
Фс  <1.  Смесь  помещали  в  тигель,  затем    в  печь  при  температуре  500  оС. 
Химическая  энергия,  освобождённая  от  экзотермической  реакции  между 
нитратами  и  горючим,  способствует  быстрому  нагреву системы  до  высоких 
температур    (>1600  оС)  и  поддержанию  этих  высоких  температур  без 
внешнего источника нагрева. 
      Исходная смесь воды, нитратов и горючего разлагается, дегидратируется 
и  воспламеняется  через 3-5 минут.  Образующийся  продукт  является 
объёмным  пенистым  продуктом,  объём  которого  увеличивается  в 4-5 раз в 
сравнении  с  исходным.  После  реакции  горения  полученные  порошки 
растирали  в  ступке,  помещали  в  тигель  и  прокаливали  при  различной 
температуре.  Авторы  указывают,  что  фаза  граната  кристаллизуется 
непосредственно  из  взаимодействующих  исходных  смесей  без  образования 
промежуточных фаз. 
     Таким  образом,  все  имеющиеся  методы  получения  соединений  со 
структурой граната позволяют получение фазы граната при температурах не 
менее 1300 оС.  Из  известных  и  применяющихся  методов  получения 
люминофоров  со  структурой  граната  нами  в  качестве  основных  были 
выбраны  три  способа  синтеза:  метод  горения  (как  метод,  позволяющий 
получать  люминофоры  с  субмикронным  размером  частиц);  метод 
соосаждения  (он  прост  в  аппаратурном  исполнении  и  показал  хорошие 
результаты  по  получению    люминофоров  со  структурой  граната)  и 
твёрдофазный  метод  (давно  известный  и  относительно  простой  способ 

синтеза,  хотя  мы  и  предполагаем,  что    люминофоры  гранатной  структуры, 
полученные  этим  методом  не  будут  соответствовать  требованиям, 
предъявляемым  к  люминофорам,  применяемым  в  СИД  белого  цвета 
свечения).  
      Свойства  сложных  оксидов  невозможно  объяснить  без  рассмотрения 
кристаллохимических особенностей. Так как   в зависимости от занимаемых  
различными  ионами  кристаллографических  позиций  свойства  гранатов  как 
люминесцентные, так и физико-химические могут значительно  изменяться. 
 
1.4.  Кристаллохимические особенности соединений со структурой 
граната 
      Как известно [63], в элементарную ячейку соединений структурного типа 
граната  (пространственная  группа  Ia3d  (Oh10))    входят  восемь  формульных 
единиц (всего 160 атомов). Для удобства формулу гранатов можно записать 
как  {А3}[В2](С3)O12,  где  фигурными,  квадратными  и  круглыми  скобками 
выделены  катионы,  занимающие  с-,  а-  и  d-кристаллографические  позиции 
соответственно.  В-атомы занимают 16 октаэдрических а-положений (С3i), С-
атомы -   24 тетраэдрических  d-положения  (S4);  а-узлы  образуют  объёмно-
центрированную 
кубическую 
решётку, 24 А-иона 
находятся 
в 
додекаэдрических (D2)  с-позициях. Структура граната приведена на рис.1.3. 
     Наиболее  компактными  в  ИАГ  являются  тетраэдрические  позиции  с 
расстоянием  до  анионов 1,75 Å,  для  октаэдра  это  расстояние - 1,94 Å,  для 
додекаэдра - 2,37 Å [65]. Ионы  кислорода  расположены  в 96 общих  h-
кристаллографических позициях. Додекаэдр имеет общие рёбра (связь О-О) с 
двумя тетраэдрами, четырьмя октаэдрами и четырьмя другими додекаэдрами. 
Координационные полиэдры несколько искажены: октаэдры – вдоль оси 3, а 
тетраэдры- вдоль оси 4; 8 анионов в додекаэдре двумя группами по 4 аниона 
расположены  от  а-узла  на  разных  расстояниях.  В  элементарной  ячейке 
имеется 8 неэквивалентных  октаэдрических, 6 тетраэдрических  и 6 
додекаэдрических позиций [16].  


 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Рис. 1.3. Структура граната 
   Некоторые структурные характеристики граната приведены в таблице 1.1. 
Таблица 1.1 
Структурные характеристики граната [64]. 
   
Структурные характеристики 
А  
В  
С  
О  
Точечная симметрия 222 



Позиции атомов 24 
с 16 
а 24 
d 96 
h 
Тип кислородного полиэдра 
додекаэдр октаэдр  тетраэдр   
Координационное 
число 
по   8 6 
4  
кислороду 
Координационное 
число 
по   
 
 
 
отношению к катионам: 
 
 
 
А 


6* 
В 



С 
6* 


         *Два катиона на расстоянии 0.25 а, четыре-0.306 а (а- параметр ячейки). 
 

     Рентгеноструктурные  и  кристаллохимические  исследования [66-69] 
 
свидетельствуют, что возможно существование чрезвычайно обширного ряда 
соединений  со  структурой  граната,  в  которых  а-,  с-  и  d-  положения  могут 
занимать  ионы  различной  валентности  большого  числа  элементов 
(практически  всех  групп  таблицы  Менделеева).  Причём  некоторые  из  них, 
проявляя исключительную избирательность, могут заполнять полностью эти 
кристаллографические  позиции,  т.е.  образовывать  в  трёхподрешёточной 
структуре граната свою подрешётку, которая определённым  образом может 
оказывать  влияние  на  катионы  (например,  на  орбитальные  моменты  их 
валентных  электронов)  двух  других  подрешёток.  Вхождение  в  структуру 
гранатов  некоторых  ионов  (например,  отличающихся  от  А3+  и  В3+  по 
валентности)  для  сохранения  электронейтральности  требует  введение 
соответствующих по валентности ионов- компенсаторов.  
     Ионы редкоземельных элементов, придающие гранатам люминесцентные 
свойства,  занимают  преимущественно  с-  положения  (додекаэдрическая 
позиция). 
      При  исследовании  кристаллохимических  особенностей  гранатных 
структур  авторами [66,67] большое  внимание  уделено  Sc,  в  связи  с  его 
особенностью  занимать в гранате как октаэдрические, тетраэдрические, так 
и  додекаэдрические  позиции.  Обращается  внимание,  что  более  выгодными 
для  скандия  в  кристаллохимическом  отношении  являются  позиции  с 
октаэдрической  и  додекаэдрической  координацией  атомов  кислорода.  При 
этом  маловероятно,  но  возможно  вхождение  Sc  в  тетраэдрические  узлы 
граната.  Составлены [70]  три  группы  соединений  со  структурой  граната 
А3В2В′3О12:  I группа – в  неё  входят  соединения,  отличающиеся  атомами, 
расположенными  в  октаэдрах  (A= const, B= var,  В′= const). II группу 
составляют  соединения,  отличающиеся  атомами,  расположенными  в 
тетраэдрах  (A= const, B= const,  В′= var).  III группа-  в  эту  группу  входят 
соединения, отличающиеся атомами, расположенными в додекаэдрах (A= var, 
B= const, В′= const). 

      Соединениям  со  структурой  граната  присущ  такой  специфический 
эффект  как  частичное  упорядочение  катионов  в  октаэдре,  тетраэдре  и 
додекаэдре [36], приводящее  к  симметризации  данных  позиций.  Известно, 
что  полное  упорядочение  твёрдого  раствора  наблюдается  в  системах,  где 
разности  между  радиусами  атомов  имеют  некоторое  среднее  значение,  и 
мольное  соотношение  компонентов  выражается  приблизительно  целыми 
числами.  Согласно  работе [71], явление  упорядочения  катионов  в 
додекаэдрической  позиции  найдено  для  граната  состава  {Y2.25Lu0.75}Al5O12 
(∆rVIII  (Y-Lu)=0.044  Å [72]). Для  природных  гранатов  установлено  полное 
упорядочение  атомов  железа  и  алюминия  в  октаэдрической  и 
тетраэдрической позициях [73,74] . 
      Показано [42,75], что  и  гадолиний,  и  иттрий  в  структуре  граната  могут 
находиться  как  в  додекаэдрической,  так  и  в  октаэдрической  позициях 
одновременно: Gd3[GdyGa2-y]Ga3O12  (0≤y≤0.05) и Y3[YyGa2-y]Ga3O12  (0≤y≤0.5). 
      Известно,  что  образование  гранатной  структуры  определяется  в  первую 
очередь геометрическими размерами ионов [63]. Такие элементы как CeLa
PrNd не образуют индивидуальных гранатов, так как  ионы этих элементов 
слишком велики для додекаэдров RO8. Авторами [76] отмечается, что ввиду 
уменьшения  радиусов  редкоземельных  элементов  к  концу  ряда  La-Lu
возрастает их концентрация в октаэдрических узлах решётки. 
      В  работе    [40]  показано,  что  ионы    Ga3+  и  Al3+  статистически 
располагаются по двум кристаллографическим позициям с тетраэдрической и 
октаэдрической координацией, однако для ионов Ga3+, несмотря на больший 
ионный  радиус,  предпочтительней  оказывается  позиция  с  тетраэдрической 
координацией. Объяснением  служит большая ковалентность связей Ga-O  по 
сравнению с  Al-O, а также взаимное отталкивание катионов для полиэдров с 
общими гранями. 
      Авторы  [69] при  изучении  изоморфного  замещения  в  системах             
Al3-xMx (II)Al5-yMy (IV)O12 (где M(II)Ca2+, Mg2+Sr2+ Ba2+ и М(IV)Ti4+,Ce4+).        
предположили возможность замещения иттрия на ионы Mg2+Ca2+, Sr2+, Ba2+.    

Ион Ti4+  может замещать и в октаэдрической и в тетраэдрической позициях. 
Обращается  внимание  на  то,  что  для  иона  Ce3+  в  отличие  от  иона  Ce4+
занимающего додекаэдрическую позицию, предпочтительней октаэдрическая 
позиция,  причём  область  изоморфного  замещения  невелика.  В  работе    [77] 
показано, что ионы Si4+ (r=0.26 Å), Cr4+ (r=0.41 Å), Al3+ (r=0.39 Å), Ga3+ (r=0.47 
Å)   размещаются в узлах тетраэдра. Октаэдр занимают ионы Cr3+ (r=0.615 Å), 
Al3+  (r=0.53  Å),  Mg2+  (r=0.72  Å),  Ga3+  (r=0.62  Å).  Додекаэдрические  позиции 
наряду с ионами РЗЭ-   Y3+ (r=1.015 Å), Gd3+ (r=1.06 Å), Eu3+ (r=1.25 Å), Ce3+ 
(r=1.14 Å), Er3+ (r=1.09 Å) оказываются предпочтительными и для ионов Cа2+ 
(r=1.12 Å), Mg2+ (r=0.89Å) и Sr2+ (r=1.26Å). Исследования [77]  показали, что 
октаэдрические  позиции  гранатной  структуры  наиболее  приспособлены  к 
замещению различными катионами. 
    Таким  образом,  знание  кристаллохимических  особенностей  соединений 
гранатной  структуры  позволяет  теоретически  обосновать  и  предсказать 
свойства получаемых гранатов.  
 
1.5. Дефекты в соединениях со структурой граната 
      При  исследовании  дефектообразования    в  монокристаллах  гадолиний-
галлиевого  граната  (ГГГ)  авторы [78,79] выявили  наличие  вакансий    как  в 
катионной, так и в анионной подрешётках. 
 2 [V2· ] + p = 3[V3'
0
Ga]  +  n 
     При  высокой  температуре  происходит  испарение  галлия,  вызывая 
изменение  стехиометрического (3:5) и  увеличение  соотношения  (3+х/5-х), 
приводя к  образованию  Gd3+VI  [79]. 
     Для  образцов  состава:    Gd3+хGa5-хO12  (гадолиний  находится  как  в 
додекаэдрической, так и в октаэдрической подрешётках- Gd3[GdхGa2-х]Ga3O12 
в работе [80] приведена формула, связывающая параметры ячейки образца с 
величиной  вхождения  гадолиния  в  октаэдрическую  подрешётку:  а
12.375+0.170  х.  Авторы [78]  указывают,  что  только  при  условии  наличия 
вакансий  кислорода [81]  можно  получить  соответствие  между  а  и  х

Процессы,  приводящие  к  образованию  точечных  дефектов  в  ГГГ, 
представлены следующим образом: 
Oхо = ½О2 (газ) + Vm·  + me' 
0
GaхGa= Ga (газ) +  Vn'Ga + nh˙ 
(точки  и  штрихи  показывают  соответственно  положительные  и 
отрицательные заряды по отношению к нейтральному заряду решётки.) 
      Общее уравнение электронейтральности  для ГГГ имеет вид: 
m[Vm· ] + p = n[Vn'
0
Ga]  +  n 
или при максимальных зарядах анионных и катионных вакансий: 
2[V2· ] + p = 3[V3'
0
Ga]  +  n 
   Вакансии,  как  следует  из  данных  по  термическому  поведению  разных 
кристаллов  из  области  гомогенности  граната,  стабилизируют  его  структуру 
[75].  Предполагается,  что  образованию  вакансий  в  структуре  граната 
благоприятствуют 
смешанные 
катионные 
позиции, 
заполненные 
разновалентными 
ионами. 
В 
кальций-галлий-германиевом 
гранате 
(Са3Ga2Gе3O12)  вакансий  не  обнаружено  в  отличие  от    кальций-ниобий-
галлиевого  граната  (Nb3Са2Gа3O12) [66]. Отмечается,  что  при  выращивании 
редкоземельных  алюминиевых  и  галлиевых  гранатов  из  расплава 
вероятность возникновения вакансий невелика.  В работе [82]  исследованы 
антиузельные дефекты   (АД) типа А3+в или С3+в  в гранатах А3В2С3О12, где А- , 
В -, С - узлы с додекаэдрической (с),  октаэдрической (а) и тетраэдрической 
(в) координацией ионов кислорода. Авторы установили, что АД типа А3+в или 
С3+в  являются аналогами изоэлектронных примесей [83]   и могут выступать 
в  кристаллических  основах  гранатов  в  качестве  центров  собственной  УФ-
люминесценции или в качестве центров захвата. Антиузельные дефекты типа 
А3+в  не  обладают  эффективным  зарядом,  но  они  способны  к  локализации 
электронных 
возбуждений 
короткодействующим 
некулоновским 
потенциалом, вследствие этого образуют электронные или дырочные центры. 
      Установлено,  что  точечные  дефекты  типа  А3+в  и  С3+в    возникают  в 
результате  нарушения  стехиометрии  состава  и  являются  неизбежным 

следствием синтеза из расплава при высоких температурах процесса [75,84]. 
Согласно [85] в  гранатах  редкоземельных  алюминиевых  и  редкоземельных 
галлиевых имеются разного рода дефекты: в алюминиевых гранатах дефекты 
[Al+ ], а в R
]. Данные различия объясняются тем, что 
VI
3Ga5O12 -  дефекты [□Ga VI
энергия перехода иона галлия в газовую фазу значительно меньше, чем иона 
алюминия  и  поэтому  в    R3Ga5O12    энергетически  выгодно  образование 
вакансий галлия в октапозициях, а в R3Al5O12 -   выход Al3+ из решётки требует 
больше  энергии,  т.е.  энергетически  выгодны  диссоциация    O2  и  сохранение 
Al+ в  кристалле.  Более  поздние  исследования [86] позволили  выяснить,  что 
 
образование Al+ маловероятно и преимущественным типом дефектов являться 
 
не могут. Доминирующим типом дефектов могут являться дефекты [R3+Al]. В 
свою  очередь  в  работе [87]  отмечается,  что  основным  видом  дефектов  в 
R3Ga5O12  являются вакансии кислорода. Исследования [88] также показали, 
что антиструктурный беспорядок в ИАГ преобладает над беспорядком типа 
Френкеля  и  Шоттки.  Избыток  Y2О3  и  Al2О3  приводит  к  образованию  в 
решётке антиузлов, а не вакансий или междоузлий.  
    Таким  образом,  литературные  данные  свидетельствуют  о  том,  что 
основным видом дефектов в гранатах являются антиструктурные дефекты. 
 
 
1.6. Собственная люминесценция гранатов 
    Интенсивная  УФ-люминесценция  неактивированного  ИАГ  впервые 
исследовалась  в [89], где  был  сделан  вывод  о  её  собственной  природе.  УФ-
люминесценция  ИАГ  состоит  из  нескольких  сильно  перекрывающихся 
полос,  из  которых  наиболее  коротковолновая  расположена  при 4,9-4,95 эВ.  
Исследованию собственной люминесценции гранатных соединений   состава 
А3В2С3О12  посвящён  ряд  работ [90-95]. В  работе [90] УФ-люминесценция 
неактивированных  кристаллов  ИАГ  связывается  с  комплексами  (AlO4)5-  по 
аналогии с комплексными оксианионами  (WO4)2-, (BO4)3-(PO4)3-, дающими 
собственное свечение в других кислородсодержащих материалах. По данным 

[91] 
УФ-полосы 
собственного 
свечения 
ИАГ 
приписаны 
автолокализованным  экситонам  (АЛЭ).  Данная  модель  предусматривает 
автолокализацию  дырочной  компоненты  АЛЭ  в  виде  молекулы  О3-2
аналогичной Vk- центру в ЩГК (шелочно-галоидных кристаллах) [92,95]. 
    Авторами [93] высказывается  предположение,  что  собственное  свечение 
ИАГ, ГГГ, ИГГ, ГАГ в зелёной области спектра связано с люминесценцией 
точечных  дефектов  в  кислородной  подрешётке,  которыми  в  оксидных 
кристаллах выступают F+-  и  F-центры. 
     В  работах [94,97] в  гранатах  состава  Y3Al5O12    и  Y3Ga5O12  наблюдали 
собственную  люминесценцию  в  УФ  и  зелёной  области  спектра. 
Коротковолновую  полосу  УФ-люминесценции  этих  гранатов  авторы 
связывают  с  рекомбинацией  свободных  электронов  с  автолокализованными 
дырками,  расположенными  на  ионах  кислорода,  находящихся  в  ближайшем 
окружении  точечных  дефектов  (Y3+окта),  возникающих  в  результате 
вхождения ионов Y3+ в октаэдрические узлы ионов Al3+ и Ga3+. Авторы [82]  
УФ-свечение  преднамеренно  неактивированных  гранатов  трактуют  как 
результат излучательной рекомбинации электронов на центрах типа  (А3+в·p). 
Установлено, что роль вводимых в гранаты примесей редкоземельных ионов 
сводится к возбуждающему воздействию на центры АД, что в свою очередь 
сопровождается  образованием  ассоциатов  типа  А3+в  -РЗЭ3+.  Центры  типа 
(С3+в·ē)  и  (А3+в·p)  создают  локальные  энергетические  уровни,  близкие  к 
потолку  валентной  зоны  и  дну  зоны  проводимости,  переходы  с  переносом 
заряда  между  этими  уровнями  и  соответствующими  зонами  разрешённых 
энергий,  находят  своё  отображение  в  спектрах  оптического  поглощения.         
Согласно [93], при рентгеновском и катодном возбуждении монокристаллов 
Gd3Ga5O12      наблюдается  малоинтенсивная  люминесценция  с  λmax= 315 нм, 
совпадающая  по  длине  волны  с  излучательным  переходом 6P1/2-8S7/2 ионов  
Gd3+.  Указывается,  что  дефекты  типа  Gd3+окта  (как  особый  вид 
изоэлектронных примесей) [83]  могут захватывать дырки и выступать в роли 
центров  свечения.  Рекомбинация  электронов  с  такими  центрами, 

являющуюся причиной излучения в полосе 315 нм представлена следующим 
образом: 
Gd3+окта · р + ē → (Gd3+окта)* → Gd3+окта+ hνизл 
     Многокомпонентность  спектров  УФ-люминесценции  исследованных 
гранатов  позволяет  предположить,  что  центрами  собственного  свечения  в 
них  являются  не  только  антиузельные  дефекты  (А3+  в),  но  и  их  ассоциаты  с 
другими точечными дефектами (вакансии, неконтролируемые примеси). 
 
1.7. Свойства церия, как активатора 
     Спектры  излучения  свободных  ионов  редкоземельных  элементов 
содержат от нескольких десятков до нескольких тысяч линий [98]. В то время 
как спектры поглощения и люминесценции их в кристаллах более просты. В 
большинстве  случаев  спектры  излучения  РЗЭ  состоят  из  линий, 
обусловленных  запрещёнными  переходами  в  4f-оболочке.  В  отличие  от 
других  РЗЭ  спектры  излучения  иона  Се3+  состоят  из  диффузных  полос, 
приписываемых разрешённым переходам с участием состояний, отвечающих 
4f-5d-конфигурации.  Благодаря  отсутствию  запрета  при  оптических 
переходах  электронов  в    Се3+ , время  жизни  их  в  возбуждённом  состоянии 
мало [99], вследствие чего, люминофоры, активированные церием обладают 
длительностью затухания порядка 1.5 • 10-7 сек. при  спаде яркости до 5% от 
начальной.  Особенностью  этих  люминофоров,  вытекающей  из  указанного 
характера  излучательных  переходов,  является  зависимость  положения 
полосы излучения от состава и кристаллической структуры основания. 
     Ион  церия  является  простейшим  редкоземельным  активатором,  т.к. 
содержит в незамкнутой оболочке один 4f- электрон. В ряду трёхвалентных 
лантаноидов Се3+ имеет самую меньшую энергию 4f -5d     возбуждения. 
    Спектр  свободного  иона  Се3+  был  изучен  Лангом  в 1936 году [100]. Он 
определяется  тремя  термами:  2F-  основной,  2D  и  2S-  возбуждённые; 
энергетические  интервалы  2F -2D    и  2F-2S  равны  соответственно 51000 и 
87000 см-1. Спин-орбитальное взаимодействие расщепляет термы  2F и 2D на 

две пары уровней   2F5/2  (c квантовыми числами S=1/2, L=3, J=5/2), 2F7/2  (c 
квантовыми  числами  S=1/2,  L=3,  J=7/2)  и  2D5/2,  2D3/2,  с  интервалами 2250 и 
2500  см-1.  В  состоянии    2F5/2      орбитальный  и  спиновой  моменты 
антипараллельны,  а  в  2F7/2      параллельны [101]. Электрическое  поле, 
окружающее ионы Се3+, расщепляет  5d-уровень на ряд подуровней, ширина 
которых  также  определяется  силой  кристаллического  поля.  Наиболее 
интенсивное излучение соответствует переходу из самого низкого подуровня 
5d на два уровня 4f-оболочки. 
      Расщепление 4f-уровня на состояния 2F5/2  и 2F7/2  приводит к дублетному 
характеру  излучения  иона  Се3+    практически  во  всех  люминофорах, 
активированных  церием.  Увеличение  силы  кристаллического  поля  решётки 
приводит  к  увеличению  расщепления  5d-состояния  и  смещению  максимума 
излучения  в  сторону  более  длинных  волн  и  увеличению  ширины  полос, 
соответствующих  переходу  электрона  из  состояния  5d  на  два  уровня  4f-
оболочки. 
    В большинстве люминофоров полосы поглощения иона Се3+  расположены 
в  УФ-области  спектра  и  соответствуют  переходам  из  4f    2F5/2    на 
расщеплённые уровни 5d-состояния. Авторы [103]  наблюдали также полосу 
поглощения,  отвечающую  переходу  2F5/2    →2F7/2,  расположенную  в  ИК-
области спектра.  
          Полосы  люминесценции      Се3+  в  люминофорах  с  оксидными 
основаниями  согласно  правилу  Стокса,  сдвинуты  по  отношению  к  полосам 
возбуждения в более длинноволновую область, располагаясь в ближнем УФ 
и сине-фиолетовой области спектра. 
       Расщепление  кристаллическим  полем  в  значительной  мере  зависит  от 
решётки,  при  этом  от  одной  основы  к  другой  меняется  и  спектральное 
положение  полос  поглощения  в  соответствии  с  определённым    4f-5d-
переходом. Это иллюстрируется таблицей 1.2:  
 
 

Таблица 1.2 
Положение некоторых полос поглощения  иона Се3+ в некоторых 
основаниях [102] 
Соединение 
Полосы поглощения, нм 
YBO3 :Се3+ 
365; 345; 245; 230 
YPO4:Се3+ 
305; 309; 252 
YAl3B4O12:Се3+ 
322; 273; 255 
Y3 Al5O12:Се3+ 
456; 340; 270; 227  
YOСl:Се3+ 
316; 180 
        Люминесценции  церия  в  ИАГ  посвящено  большое  количество  работ 
[42,50,104-109]. Известно [109], что вхождение ионов Се3+ в решётку граната 
приводит  к  появлению  новых  дополнительных  уровней  локализации 
электронов.    Экспериментальные  результаты [80] показывают,  что  при 
воздействии  света  на  образец  Y3Al5O12:Се  имеет  место  процесс  ионизации 
трёхвалентного церия, приводящий к стабилизации электронных центров: 
Се3+  + ē  →  (Се3+ ) *→ Се3+ + hν. 
    Сам ион Се3+, обладающий меньшей величиной сродства к электрону, чем 
ион Y3+, который он замещает, является акцептором дырок. 
     Следовательно,  варьирование  элементов  в  кристаллической  решётке 
гранатов,  активированных  церием,   позволит  получить  гранаты,  
излучающие в различных диапазонах длин волн. 
 
1.8. Передача энергии между ионами РЗЭ 
    Передача энергии между примесными ионами играет важную роль в таких 
процессах,  как  сенсибилизация  и  тушение  люминесценции.  Механизмы 
передачи  энергии  между  ионами  РЗЭ  в  кристаллофосфорах  описаны  в 
обзорах [110,111]. Подчёркивается,  что  из  двух  механизмов  передачи 
(излучательного  и  безызлучательного)  в  кристаллофосфорах  преобладает 
последний.  При  этом  энергия  передаётся  от  ион-донора  без  излучения 

фотона  иону-акцептора.  Механизм  передачи  энергии  зависит  от  многих 
факторов:  вида  и  концентрации  ионов  РЗЭ,  структуры  кристаллической 
решётки,  температуры  и  др.  В  различных  кристаллических  решётках 
лантаноиды могут выступать как доноры, так и акцепторы энергии. Сведения 
об  ионах  лантаноидов,  между  которыми  наблюдается  передача  энергии, 
приведены в таблице 1.3. 
Таблица 1.3 
Передача энергии между ионами РЗЭ [110] 
Ион-акцептор 
Ион-донор энергии 
энергии 
Се3+ 
Eu3+, Nd3+, Sm3+, Tb3+ 
Pr3+ Nd3+, Eu3+, Yb3+, Gd3+ 
Nd3+ 
Еr3+, Dy3+, Sm3+, Pr3+, Eu3+,Yb3+, Tm3+, Tb3+ 
Sm3+ 
D3+, Nd3+, Се3+, Tb3+ 
Eu3+ 
Еr3+, Tm3+, Dy3+, Sm3+, Nd3+, Pr3+, Yb3+, Gd3+,  Tb3+ 
Tb3+ 
Се3+, Sm3+, Gd3+, Nd3+, Eu3+, Yb3+ 
Dy3+ 
Еr, Nd3+, Pr3+, Eu3+, Yb3+, Tb3+ 
Ho3+ Tm3+, Nd3+, Yb3+, Eu3+, Еr3+, Tb3+ 
Еr3+ Ho3+, Tm3+, Nd3+, Yb3+, Eu3+, Tb3+ 
Tm3+ Nd3+,Yb3+, Еr3+,Yb3+, Tb3+ 
Yb3+ 
Се3+, Pr3+, Nd3+, Sm3+, Dy3+ 
      
        Как видно из таблицы, ион Се 3+ может быть донором энергии для ионов 
Sm3+, Tb3+, Yb3+, а ему могут передавать энергию ионы Eu3+, Nd3+, Sm3+, Tb3+.           
       Наличие  примеси  этих  элементов  в  основе  люминофора,  например  в 
Y3Аl5О12,  может  существенно  изменять  оптические  характеристики 
люминесцентных  составов. 
 
1.9.  Термостимулированная люминесценция (ТСЛ) 
     Одной  из  необходимых  предпосылок  для  достижения  лучшего  качества 
люминофоров  является  выяснение    свойств  собственных  микродефектов, 
съёмки их участков и роли в процессах, происходящих при возбуждении. К 
числу  чувствительных  методов  исследования  микродефектов  относится 
метод  термостимулированной  люминесценции  (ТСЛ),  теория  которого 

хорошо известна. Исследованию ТСЛ  в соединениях со структурой граната 
посвящены  работы [112-122]. На  кривых  термовысвечивания  (ТВ)  можно  
выделить    пики  Тм,  не  всегда  совпадающие  у  различных  авторов.  Наиболее 
изучены  процессы  ТСЛ  в  неактивированном  ИАГ  и  ИАГ:Се,  ИАГ: Nd.  В 
[114]  механизм  ТЛ  основывается  на  пространственном  разделении  зарядов 
при  облучении  на  различных  дефектах    с  последующей  их  рекомбинацией. 
Авторы  высказывают  предположение  о  возможности  существования  в  ИАГ 
автолокализованных состояний носителей заряда, в данном случае дырок. В 
работе [115]  ТСЛ  связывают  с  электронной  рекомбинационной 
люминесценцией,  которая  обусловлена  центрами  свечения,  образованными 
собственными структурными дефектами кристалла, захватившими дырку на 
генерационном этапе возбуждения, без их идентификации с определёнными 
максимумами  ТСЛ.  Авторы [113] отмечают,  что  кинетика  ТЛ  является 
линейной,  т.е.  процесс  идёт  без  перезахвата.  Об  этом  свидетельствует 
отсутствие температурного смещения пиков при изменении дозы облучения 
более  чем  на  три  порядка.  ТСЛ  сопровождается  интенсивной  туннельной 
фосфоресценцией,  основной  вклад  в  неё  дают  ловушки  с  пиками  ТСЛ  при 
400  К,  поскольку  после  их  высвечивания  фосфоресценция  полностью 
исчезает.  Указывается,  что  в  данном  случае  имеет  место  некоторый 
комплекс, состоящий из близко расположенных ловушки и центра свечения, 
что  и  обусловливает  большую  вероятность  туннельных  процессов.  При 
изучении процессов ТСЛ в ИАГИАГ:GdИАГ:DyИАГ:Тb [123] отмечается, 
что  ТСЛ  имеет  рекомбинационную  природу  с  переносом  заряда  через  зону 
проводимости.  Пики  ТСЛ  имеют  в  основном  «электронный  знак»,  т.е. 
соответствуют  освобождению  электронов  из  уровней  захвата,  когда 
освободившиеся  электроны  рекомбинируют  с  ионами  РЗЭ4+,  захватившими 
во время возбуждения дырки. 
      Наличие  ТСЛ  в  ГГГ [96] связывают  с    захватом  дырок  на  мелких 
ловушках,  которыми  могут  выступать  ассоциаты  катионной  и  анионной 
вакансий,  а  также  дефекты  разупорядочения  типа  Gd3+окта.  Освобождение 

дырок с ловушек в процессе нагревания возбуждённых кристаллов ГГГ и их 
рекомбинация с F- центрами приводят к возникновению ТСЛ.  
    Авторами [119] высказано предположение, что Eu и Yb, имеющие большие 
потенциалы ионизации, чем Y, который они замещают, образуют ионы Eu2+ и 
Yb2+  при    захвате  электрона,  а  Ce,  Pr  и  Tb,  имеющие  меньшие  потенциалы 
ионизации,  чем    Y,  образуют  ионы  Ce 4+,  Pr 4+,Tb4+  при  захвате  дырки  под 
действием ионизирующего излучения. Согласно этому в [118] ТСЛ описана 
следующим  образом:  при  возбуждении  кристалла  происходит  ионизация 
Се3+, освободившиеся электроны захватываются ловушками, а на ионах Се3+ 
локализуются 
дырки. 
Низкотемпературные 
пики (120-250 К), 
присутствующие  на  кривых  ТВ  большинства  исследованных  кристаллов 
связываются  с  собственными  дефектами,  а  не  с  какими-либо  примесями 
[114,121,119,124].  Пик  с  Тм=120  К  приписан  в [125] иону  Y3+  в  октаузле, 
действующему  как  дырочная  ловушка,  а  в [122] F+-центрам,  которые 
ответственны за полосы поглощения 354, 500 и 826 нм. Пики ТЛ при 90 и 130 
К,  связаны  с  оксидной  вакансией [118], захватившей  два    и  один  электрон 
соответственно. Согласно [112] пик 130 К обусловлен дефектами, имеющими 
полосу поглощения с максимумом при 800 нм. Фотообесцвечивание светом с 
λ=1,06 нм при температуре 77 К после рентгеновского возбуждения образца 
приводит  к  исчезновению  пиков  ТЛ  с  максимумами 90 и 130 К.  Пик 150 К 
связан  с  локализацией  дырки  на  Се3+,  величина  этого  пика  растёт  с  ростом 
концентрации  ионов  Се3+,  а  в [122] пик 150 К  приписан  ионам  кислорода, 
захватившим дырку. В [126] делается предположение о том, что пики ТВ 140 
и 180 К,  соответствуют  полосам  поглощения 860 и 650 нм,  приписанным  в 
свою  очередь  соответственно  комплексам  (АlО4)5-  и  (АlО6)9-.  Пик 190 К  
приписан [121] неконтролируемой  примеси  Fе3+.  Этот  пик  наблюдается 
также в чистых и легированных Nd кристаллах ИАГ.  Пик 360 К обусловлен 
[121]  дефектами  внедрения    Y3+окта    или Sr2+,  либо  связан  с 
неконтролируемой  примесью,  стабилизированной  катионной  вакансией.  В 
кристаллах ИАГ наблюдалось явление повторной ТСЛ и ТСП [120,127], т.е. 

вторичное  появление  пиков  после  охлаждения  частично  высвеченного 
кристалла без повторного возбуждения связывалось с пересадкой электронов 
или  дырок  с  глубоких  ловушек  на  более  мелкие.  Интенсивность  пиков 
повторной  ТСЛ  зависит  от  дозы  предварительного  облучения  и  возрастает 
пропорционально  времени  выдержки  в  темноте  при  промежуточном 
охлаждении.  На  этом  основании  в [128] предполагается,  что  пересадка 
носителей  заряда  происходит  туннельно  и  кроме  того,  по  крайней  мере  до 
300  К  все  центры  захвата  имеют  один  и  тот  же  знак.  В [115,128]  
исследовалась термостимулированная  экзоэмиссия ИАГ.  В [128] пики 150 и 
220  К  приписаны  дырочным  ловушкам,  а 190 К-  электронным.  А  в [115]- в 
области 100-200 К обнаружены только электронные пики 140 и 170 К.    
     Следовательно,  в  литературе  отсутствуют  данные  о  том,  какие  дефекты 
электронные  или  дырочные  более  свойственны  соединениям  со  структурой 
граната. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Выводы к главе 1 
      Анализ  литературных  данных  показывает,  что  наиболее  изученным 
соединением  из  всего  класса  оксидов  со  структурой  граната    является 
иттрий-алюминиевый  гранат.  Сведения  об  исследовании  люминесценции 
других  гранатов  носят  отрывочный  характер.  Большое  количество  работ 
посвящено  исследованию  катодолюминесценции  гранатов.  Сведения  о 
фотолюминесценции  соединений  со  структурой  граната  не  столь 
многочисленны.  Люминофоры  со  структурой  граната  находят  широкое 
применение.  В  настоящее  время  их  применяют  в  качестве  люминофорного 
покрытия для чипов СИД белого цвета свечения. 
      Для  применения  в  СИД  белого  цвета  свечения  люминофоры  со 
структурой  граната  должны  соответствовать  определённым  требованиям,  а 
именно иметь высокий квантовый выход и малый размер частиц. Получение 
люминофоров  на  основе  гранатов  для  СИД  в  отечественной  литературе  не 
отражено.  Необходимо  получение    гранатных  систем  для  варьирования  
различных оттенков белого цвета в СИД белого цвета свечения. 
    Как следует из обзора, во многих кристаллических решётках церий может 
выступать  как  донор  и  акцептор  энергии.  Целесообразность  исследования 
процессов межионного взаимодействия Се3+-Ln3+ не вызывает сомнения, так 
как  оценка  этого  взаимодействия  позволит  выбрать  ионы  соактиваторы  и 
установить 
допустимые 
пределы 
содержания 
ионов 
тушителей 
люминесценции в основе люминофора. 
    В  связи  с  вышеизложенным,  задачи  исследования  могут  быть 
сформулированы следующим образом: 
-  оценить  сравнительную  эффективность  замещения  ионов  иттрия  ионами 
гадолиния,  ионов  алюминия  ионами  галлия,  скандия,  кремния  и  магния  в 
основе  ИАГ  с  целью  расширения  диапазона  цветовой  гаммы  СИД  белого 
цвета свечения; 
-  
выбрать оптимальный способ синтеза люминофора гранатной структуры 
для применения в СИД белого цвета свечения; 

-  установить  степень  влияния  различных  технологических  факторов  на 
спектрально-люминесцентные характеристики; 
-  изучить влияние примесей РЗЭ на люминесценцию активатора; 
-  оценить полученные результаты с позиций кристаллохимии. 
 
 
  
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 


ГЛАВА 2. 
Исходные материалы, методики синтеза и методы исследования 
 
2.1. Исходные материалы 
    Исходные  материалы,  использованные  в  процессе  эксперимента 
представлены в таблице 2.1: 
Таблица 2.1 
Исходные материалы 
 
Вещество 
Квалификация 
ГОСТ или ТУ 
Азотная кислота HNO3 
осч 11-3 
ГОСТ  11125-65 
Алюминий азотнокислый 9-водный 
осч 17-3 
ТУ 6-09-3657-74 
Аl(NO3)3 ·9Н2O 
Аммиак 
осч 7-3 
МРТУ 6-09-3282-83 
Барий фтористый BaF2 
чда 
ГОСТ 7168-80 
Висмут (III) азотнокислый 5-водный 
осч 13-3 
МРТУ 6-09-2011-64 
Вi(NO3)3 ·5Н2O 
Гадолиния окись Gd2О3 
ГдО-Г 
ТУ 48-4-524-89 
Галлий (III) окись Gа2О3 
осч 15-2 
ТУ 6-09-37777-80 
Глицин С8Н9О3N 
ч 
ТУ 6-09-3525-74 
Диспрозия окись Dy2О3 
ДуО-Ж 
ОСТ 48-202-81 
Дистиллированная вода 
 
ГОСТ 6709-82 
Иттрия окись Y2О3 
ИтО-В 
ОСТ 48-208-81 
Карбамид СН4ON2 
осч 4-2 
МРТУ 6-09-1188-64 
Кремния двуокись SiO2 
осч 12-4 
ТУ 6-09-3678-79 
Магний углекислый основной водный 
осч 6-3 
ТУ 6-09-2269-77 
mMgCO3·Mg(OH)2·Nн2О 
Оксид празеодима Pr6O11 
ПрО-Л 
ОСТ 48-198-81 
Оксид  самария Sm2O3 
СмО-Е 
ОСТ 48-148-81 
Оксид тербия Tb4O7 
ТбО-Д 
ОСТ 48-201-81 
церий азотнокислый, 6-водный 
чда 
ТУ 6-09-4081 
Се(NО3)3·6Н2О 
 
 
 
 
 

 
2.2. Методика приготовления исходных растворов 
     Раствор  нитрата  иттрия  (гадолиния,  галлия)  готовили  путём  растворения 
оксида  иттрия  (гадолиния,  галлия)  в  горячем  водном  растворе  азотной 
кислоты:  засыпали  в  плоскодонную  колбу  из  термостойкого  стекла 100 г 
оксида  иттрия  (гадолиния,  галлия)  и  заливали  его  дистиллированной  водой 
0.5  л.  При  постоянном  перемешивании  суспензию  нагревали  до 80-90  ºС  и 
медленно  приливали  частями  азотную  кислоту  до  осветления  суспензии. 
Затем  раствор  выдерживали  при  данной  температуре  в  течение 20 мин, 
добавляя  при  необходимости  по  каплям  азотную  кислоту.  После  полного 
растворения  раствор  охлаждали  до  комнатной  температуры  и  фильтровали 
через  фильтр  «синяя  лента».  Затем  переливали  в  мерную  колбу 1 л  и 
доводили  объём  до  метки,  перемешивали  и  далее  использовали  для 
приготовления реакционной смеси. 
      Раствор  нитрата  церия  готовили,  растворяя Ce(NO3)3·6H2O  в 
дистиллированной  воде,  фильтровали,  помещали  в  мерную  колбу,  доводя 
концентрацию  ионов  Ce3+   в растворе до 50 г/л. 
      Раствор  нитрата  алюминия  готовили,  растворяя Al(NO3)3·9H2O             
в  дистиллированной  воде,  фильтровали  через  фильтр  «синяя  лента»  и, 
измеряя плотность раствора, доводили концентрацию  ионов  Al3+  в растворе 
до 34 г /л. 
2.3. Измерение интенсивности  люминесценции 
      Относительную  интенсивность  люминесценции  измеряли  фотометром  
ФЭС-10  со  светофильтром  ОС-14.  В  качестве  образца  для  сравнения 
использовали промышленный люминофор К-80 состава Y3Al5О12. 
Заполнив  одну  кювету  типовым  образцом,  а  другую  исследуемым 
образцом,  устанавливали  кюветы  в  отверстия  диска.  Вращая  диск, 
поочерёдно устанавливали кюветы с люминофором в положение измерения.       
Для каждой кюветы с испытуемым люминофором и типовым образцом 
снимали по шкале гальванометра отсчёты фототока. 

 Относительную  интенсивность  люминесценции  (В)  в  процентах 
вычисляли по формуле:  
В= I/Io x 100 
где      I  -  среднее  арифметическое  значение  фототока  для  испытуемого 
образца, мкА;  Io   - среднее арифметическое значение фототока для эталона, 
мкА.  Пределы  допускаемого  значения  суммарной  абсолютной  погрешности 
результата измерения ±2% при доверительной вероятности Р=0.95. 
2.4. Измерение спектров излучения и возбуждения 
Спектры  возбуждения  и  излучения  записывали  на  спектрофотометре 
Hitachi-850.  Пределы  допускаемого  значения  суммарной  абсолютной 
погрешности  результата  измерения ±2% при  доверительной  вероятности 
Р=0.95. 
2.5.  Измерение термостимулированной люминесценции (ТСЛ) 
Спектры  ТСЛ  записывали  на  экспериментальной  установке.  Основой 
экспериментальной  установки  является  вакуумный  криостат  обычной 
конструкции, изготовленный из нержавеющей стали. Для откачки криостата 
использовали  вакуумный  насос  с  азотной  ловушкой.  Измерения  начинали 
при  достижении  вакуума  не  ниже 1,315 Па.  В  качестве  хладогента 
использовали  жидкий  азот,  температуру  образца  изменяли  с  постоянной 
скоростью 0,2 град/сек от 78 К до 600 К, что осуществлялось с помощью печи 
и  специальных  программирующих  устройств.  Контроль  за  температурой 
осуществлялся 
медь-костантановой 
термопарой. 
Для 
возбуждения 
рентгеновскими лучами использовали установку УРС-60 при напряжении 50 
кВ и токе до 10 мА. Время возбуждения обычно составляло 2-5 минут, после 
прекращения  возбуждения  для  получения  равномерного  состояния  делали 
темновую  выдержку 2-5 мин.  Затем  из  криостата  удаляли  жидкий  азот  и 
выключали нагреватель. 
 Интенсивность  ТСЛ  регистрировали  фотоумножителем  ФЭУ-39.  В 
качестве  регистрирующего  потенциометра  использовали  двухкоординатный 
самописец СН-306.  

2.6.  Измерение гранулометрического состава 
     Измерение размера частиц проводили с помощью фотоизмерителя   SKS –
2000 S (Япония).  В  основе  его  работы  лежит  явление  ослабления  света 
суспензией  твердых    частиц  в  жидкости,  оседающих  по  закону  Стокса. 
Световой  пучок  проходит  через  суспензию,  где  ослабляется  частицами.  По 
мере их оседания интенсивность света возрастает. На этом явлении основано 
определение  микронным  фотоизмерителем  распределения  частиц  по 
размерам.  В  качестве  рабочей  среды  для  приготовления  суспензии 
использовали    раствор  пирофосфата  натрия [1г/л].  Время  свободного 
оседания  частиц  составляло 12 минут.  При  необходимости  ускорения 
оседания частиц применялась центрифуга. В соответствие с инструкцией по 
работе на SKS –2000 S, заполняют информационную таблицу компьютерной 
программы,  в  которую  вводят  наименование  образца,  плотность  образца, 
равную 4,6 г/см3 для гранатов, содержащих иттрий и 5,2 г/см3 для гранатов, 
содержащих 
гадолиний. 
Суммарная 
относительная 
погрешность 
определения 
гранулометрического 
состава 
составляет 5% при 
доверительной вероятности Р=0.95.  
 
 
2.7. Рентгенофазовый анализ 
       Рентгенофазовый  анализ  проводили  на  установке '' Дрон-2.0'' (Cu Кα    - 
излучение, Ni  - фильтр)  при  комнатной  температуре.  Съемку  вели  со 
скоростью 2 град/мин.  Идентификацию  фаз  осуществляли  при  помощи 
картотеки ICDD.  Параметры  элементарных  ячеек  рассчитывали  по 
рефлексам,  расположенным  в  областях  θ >  50°   с  использованием  
уточненных 
таблиц 
межплоскостных 
расстояний 
Я.Л. 
Гиллера. 
Относительная  погрешность  определения  величины  параметров  решеток 
была не более 0,4 %. 
    Рентгенографическое  исследование  некоторых  поликристаллических 
образцов  проводили  в  камере  монохроматора  Гинье-де-Вольфа  и RF-552 

(CuKα-излучение,  внутренний  стандарт-  германий  полупроводниковой 
чистоты).  Промер  рентгенограмм  выполняли  на  компараторе  ИЗА-7  с 
точностью ±0,005 мм,  оценка  интенсивностей-  визуальная.  Расчёты  при 
проведении 
рентгенографических 
исследований 
(вычисление 
межплоскостных расстояний, индицирование рентгенограмм) выполнены на 
ЭВМ серии РДР-11 и персональных компьютерах фирмы IBM по программе 
«Powder». 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

ГЛАВА 3. 
 Исследование гранатов, полученных совместным осаждением 
гидроксидов и  высокотемпературным твердофазным взаимодействием 
3.1. Получение гадолиний-алюминиевого граната (ГАГ) методом 
соосаждения 
3.1.1. Выбор оптимальной концентрации активатора 
   Разнообразие  свойств  гранатов  позволяет  их  применение  в  квантовой 
электронике.  Особенностью      соединений  со  структурой  граната  является 
возможность  варьирования  свойств  оксидов-гранатов  при  замещении 
катионов  во  всех  катионных  подрешётках  гранатов.  Анализ  литературных 
данных показывает, что на протяжении многих лет соединения со структурой 
граната  широко  применяются  в  качестве  активных  сред  для  твёрдотельных 
лазеров  (ИАГ:Nd,  ИАГ:Cr),  как  эффективные  катодо- (ИАГ:Ce)  и 
рентгенолюминофоры (ИАГ:Nd, ИАГ:Се, ИАГ:Cr). Для получения гранатов, 
активированных  церием,  как  катодолюминофоров  (КЛ),  в  качестве 
оптимальной называется концентрация 0,5 вес.% [128], 10 ат.% [102], 2 ат.% 
[50], 1.5 масс.% [97]. Для  рентгенолюминофоров  (РЛ)  концентрации  ионов 
Се3+    в  литературе  не  указаны,  кроме  работы [115], где  приводится 
концентрация церия  1020 см-3. Как видим даже для КЛ и РЛ,  применяющихся 
долгое  время,  разные  авторы  и  компании  используют  разные  концентрации 
церия.  Применение  редкоземельных  гранатов,  активированных  церием  для 
СИД  белого  цвета  свечения  является  относительно  новым  направлением  в 
разработке  данного  класса  соединений.  В  этом  случае  возбуждение 
люминесценции  осуществляется  в  наиболее  длинноволновой  полосе 
поглощения  церия,  соответствующей  переходу  между  уровнями 4f-5d, в 
отличие от РЛ и КЛ, когда  энергия возбуждающего излучения поглощается 
основой (кристаллической решёткой) люминофора, а затем передаётся иону 
Се3+.  Очевидно,  что  вследствие  различного  механизма  поглощения  и 
передачи энергии возбуждения оптимальные концентрации активатора будут 
различны  для  фото-,  катодо-  или  рентгенолюминофоров на  основе  гранатов 

РЗЭ.  Исследование  зависимости  интенсивности  люминесценции  от 
концентрации  церия  в  ИАГ  при  возбуждении  его  светом  синего  СИД 
является  актуальной  и  практически  значимой  задачей.  Для  её  решения 
необходимо было выбрать модельную систему,  на которой можно было бы 
установить зависимость I (С) наиболее корректно. В качестве такой системы 
мы выбрали алюмогадолиниевый гранат по следующим причинам: 1) длина 
волны синего СИД, имеющегося в нашем распоряжении была равна 470 нм, 
что соответствует полосе поглощения (возбуждения) именно ГАГ. 
    2)  ионные  радиусы  иттрия  и  гадолиния  близки,  что  позволяет 
предположить  отсутствие  (или  очень  небольшое  отличие)  растворимости 
церия в ИАГ и ГАГ. 
    Образцы синтезировали методом совместного осаждения гидроксидов РЗЭ 
и 
алюминия, 
как 
наиболее 
распространённым 
и 
дающим 
удовлетворительную повторяемость результатов. 
    На основе анализа данных о концентрации церия в ГАГ:Се, как катодо- и 
рентгенолюминофора 
предварительно 
был 
определён 
диапазон 
концентраций в настоящем эксперименте от 0.1 до 5.6 ат.%.  В  таблице 3.1 
представлены  результаты  измерения  яркости    образцов  гадолиний-
алюминиевого  граната  с  различным  содержанием  церия,  полученных 
совместным осаждением гидроксидов.  
Таблица 3.1 
Значения яркости полученных образцов состава (Gd1-хСех)3Al5O12 
Состав люминофора 
Яркость, % 
Gd3Al5O12 
20 
(Gd0.999Се0.001)3Al5O12 
110 
(Gd0.995Се0.005)3Al5O12 
113 
(Gd0.991Се0.009)3Al5O12 
114 
(Gd0.986Се0.014)3Al5O12 
115 
(Gd0.972Се0.028)3Al5O12 
114 
(Gd0.944Се0.056)3Al5O12 
104 
К-80 
100 
         Из данных таблицы 3.1 видно, что увеличение содержания церия до 1,4 
ат. % приводит к повышению яркости образцов, при дальнейшем увеличении 

яркость понижается  вследствие концентрационного тушения.  Как известно 
[110], при критической концентрации активатора, выше которой происходит 
тушение его люминесценции, величина самого короткого расстояния между 
ближайшими  ионами  равна  критическому  расстоянию  Rc.  По    величине  Rc 
можно судить о типе передачи энергии между ионами Се3+→ Се3+.  Значение 
Rc можно найти по формуле: 
                                   Rc ≈ 2·(3V/2πхсN)1/3                                                               (1), 
где   Rc – критическое расстояние, на котором происходит передача энергии 
между  однотипными  ионами  лантаноидов, V- объём  элементарной  ячейки, 
хс- критическая концентрация активатора, N- число катионов в ячейке.     
       Полученное  значение  Rc = 19.6 Å свидетельствует  о  передаче  энергии 
между ионами церия путём мультипольных взаимодействий.                                                             
      На рис 3.1 представлены кривые термостимулированной люминесценции  
полученных образцов (Gd0.986Се0.014)3Al5O12  и (Gd0.944Се0.056)3Al5O12
На  кривых  ТСЛ  присутствуют  пики  с  Тм=123, 223, 260, 373 К  для 
(Gd0.986Се0.014)3Al5O12 и с Тм=123, 142, 224, 266 К для (Gd0.944Се0.056)3Al5O12.  
 Значения энергии ловушек вычисляли по формулам [129]: 
∆Е= 25 kТм                                                                     (2),                    
∆Е= 1,51 kТм·Т1/Тм-Т1                                                   (3),  
где k-константа  Больцмана,  Тм – значение  температуры  максимума 
пика  ТСЛ,  Т1–  температура  на  полуширине  пика  с  низкотемпературной 
относительно  максимума  стороны.  Рассчитанные  по  формулам (2) и (3)  
значения энергий ловушек имеют следующие значения:  0,27; 0,49; 0,58; 0,80 
эВ  для  (Gd0.986Се0.014)3Al5O12  и  0,27; 0,31; 0,48; 0,58 эВ  для 
(Gd0.944Се0.056)3Al5O12.  
       Сравнение кривых ТСЛ образцов с различной концентрацией активатора 
показывает, что интенсивность ТСЛ выше у образца с меньшим содержанием  
церия-  (Gd0.986Се0.014)3Al5O12,  значения  ∆Е  совпадают,  кроме  значения  ∆Е, 
соответствующего  значению Тм= 142 К. Предполагается, что наличие этого  

пика  связано  с  избыточной  концентрацией  церия  в  подрешётке  граната.  В 
связи  с  чем  возможно  образование  ионов  Се4+,  для      компенсации  которых 
могут  создаваться дефекты, скорее всего анионные вакансии. Из литературы 
известно,  что  для  ионов  Се4+  более  характерна  октаэдрическая  позиция  в 
гранате.   Возможно также, что наличие данного пика связано с локализацией 
дырки  на  Се3+.  Именно  данным  дефектам    можно      приписать  появление  
пика    при 142 К  на  кривой  термовысвечивания  образца  с  большим 
содержанием церия. Пик  при 123 К имеет узкую форму, что характерно для 
высвечивания автолокализованных экситонов (АЛЭ).   
      Основываясь  на  результатах  эксперимента,  нами  была  выбрана 
концентрация  церия,  равная 1.4 ат.%,  позволяющая  получать  люминофор  с 
высокой  яркостью,  которая  оставалась  постоянной  во  всех  дальнейших 
экспериментах.  
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 



 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Рис. 3.1 Кривые ТСЛ (Gd0.986Се0.014)3Al5O12  и (Gd0.944Се0.056)3Al5O12 
 
 
 
 
 
Рис. 3.2. Рентгенограмма  образца  ГАГ:Се,  полученного  твёрдофазным 
синтезом. 
 
 
 
 

3.1.2. Выбор оптимального состава  люминофора со структурой граната 
     При  получении  люминофоров  необходимо  учитывать  содержание 
элементов,  особенно  оксидов.  Недостаток,  избыток  или  стехиометрическое 
соотношение  могут  различным  образом  влиять  как  на  светотехнические 
параметры  люминофора,  так  и  на  состав  основы  люминофора.  Методом 
совместного  осаждения  гидроксидов  были  синтезированы  образцы 
гадолиний-алюминиевого  граната  с  различным  содержанием  алюминия: 
недостаток 
алюминия, 
стехиометрическое 
соотношение 
алюминия, 
небольшой  избыток  и  полуторный  избыток  алюминия.  В  таблице      3.2 
представлены результаты исследования полученных образцов. 
Таблица 3.2 
Влияние содержания алюминия на характеристики полученных 
люминофоров 
Отношение   Максимум 
Данные РФА 
Средний 
 Gd :Аl 
спектра 
размер 
излучения, 
частиц, 
λмакс,нм 
нм 
1,0:0,8 580 
Gd3Аl5O12  (85%), Gd4Аl2O9  (5%), 
12,5 
Gd2O3 (10%) 
1,0:1,0 583 
Gd3Аl5O12 (90%), Gd4Аl2O9 (10%) 
12,27 
1,0:1,05 585 Gd3Аl5O1 2 (95%), Gd4Аl2O9 (5%) 
11,55 
1,0:1,5 585 
Gd3Аl5O12 (80%), Gd4Аl2O9 (10%), 
12,46 
 α –Аl2O3 (10%) 
     Как  видно  из  данных  таблицы  варьирование  содержания  алюминия  не 
оказывает  влияния  на  положение  полос  люминесценции  ионов  церия  в 
гранате  и  на  средний  размер  частиц  люминофоров.  Данные      РФА 
свидетельствуют, что фаза Gd4Аl2O9 является сопутствующей фазе Gd3Аl5O12
Минимальное  количество  фазы Gd4Аl2O9  наблюдается  в  образце  при 
соотношении  Gd:Аl=1.0:1.05.  При  недостатке  и  избытке  алюминия 

регистрируются  фазы Gd2O3  и  α-  Аl2O3  соответственно.  Следовательно,  при 
содержании  алюминия 1,05 обеспечивается  полное  вхождение  алюминия  в 
подрешётку  граната.  При  меньшем  содержании  (недостатке  или 
стехиометрическом  соотношении)  алюминий  неполностью  встраивается  в 
решётку  (возможно  образование  вакансий),  при  большем  содержании- 
возможно  вхождение  алюминия  в  подрешётку  иттрия  (избыточное 
количество  дефектов Al3+додек).  Небольшой  избыток  алюминия    необходим 
для более полного протекания реакции: 
                    3 GdАlO3 + Аl2O3 → Gd3Аl5O12               (4) 
 при  прокаливании  шихты.  Полученные  результаты  свидетельствуют,  что 
необходим  избыток      алюминия (5%) для  получения  гранатов,  имеющих 
наименьшее количество примесных фаз. 
      Дальнейшие  исследования    по  оптимальному  режиму  синтеза  гранатов 
были посвящены влиянию минерализаторов. 
3.1.3. Влияние плавней  
      Как  известно,  основные  функции  минерализатора  (или  плавня) 
следующие: 
-  ускоряет  межзеренную  рекристаллизацию,  образование  смешанных 
кристаллов и твердофазной реакции; 
-  может  служить  поставщиком  ионов,  участвующих  в  образовании 
люминофоров, в качестве активатора или сенсибилизатора; 
-  растворяя  соединения  активаторов  и  соактиваторов,  увеличивает    их 
концентрацию в основе люминофора; 
-  
обволакивая  зёрна  порошка,  защищает  основу  люминофора  от 
окисления и других химических превращений; 
-  растворяя побочные продукты реакций, способствует их удалению; 
-  при 
гетеровалентном 
замещении 
осуществляет 
компенсацию 
избыточного заряда. 
      Плавни  необходимы,  чтобы  облегчить  процессы  диффузии  (играют 
каталитическую  роль).  В  работе [128]  исследовали  влияние  различных 

плавней  на  катодолюминесценцию  иттрий-алюминиевого  граната,  но 
положительного результата не получили.  В  нашем исследовании в качестве 
плавней  мы  использовали SrF2  и  BaF2.  Выбор  данных  минерализаторов 
связан с тем, что   эти вещества, как  следует из обзора литературы, играют 
роль катализаторов в образовании ИАГ (YАG). Они реагируют с исходными 
веществами,  образуя   Ba(Sr)Al2O4, YF3,  YОF, Y3Аl5O12,, Y4Аl2O9,  YАlO3.
Эвтектические  составы  YF3  -Ba(Sr)F2    имеющие  низкие  температуры 
плавления  способствуют  началу  фазовому  взаимодействию  твёрдое-жидкое, 
приводящему  к  получению  однофазного  кубического  YАG.  При  этом 
должны получаться кристаллы с хорошей огранкой. 
     Образцы  были  синтезированы  следующим  способом:  полученную 
соосаждением смесь гидроксидов гадолиния, церия и алюминия отжигали 2 
часа  при 600 оС.  Концентрация  ионов  церия- 1.4 ат. %. Затем  полученную 
шихту просеивали и добавляли в сухом виде  плавни  в количестве 5; 10; 15; 
20; 30 мас.%.  Прокаливание  шихты  проводили    в  две  стадии:  при 
температуре  900 оС  в  течение 7 часов, 1350 оС – 10 часов.   Отмывку 
образцов проводили 2 н. азотной кислотой до рН=7. 
       РФА  показал,  что  применение  плавня  не  приводит  к  получению 
однофазного  продукта,  кроме  фазы  граната  присутствует  в  небольших 
количествах  фаза    Y4Al2O9.  Результаты  измерений  показали,  что 
использование  плавней  приводит  к  увеличению  размера  частиц,  при  этом 
после  отмывки  образцов  от  плавней  средний  размер  уменьшается  на 2-2,5 
мкм (табл 3.3).  
     Данные 
таблицы 3.3 свидетельствуют, 
что 
использование 
минерализаторов  при  синтезе  гранатов  приводит  к  некоторому  увеличению 
яркости  при  содержании  минерализаторов 10 мас. %.  При  дальнейшем 
увеличении содержания минерализаторов  значения яркости остаются такими 
же. 

     Следовательно,  к  достоинству  применения  плавней  можно  отнести 
повышение    яркости.  К  недостаткам  относится  увеличение  размера  частиц, 
необходимость отмывки  люминофора от плавня. 
 
Таблица 3.3 
Влияние плавней на яркость и средний размер частиц люминофора 
Gd3Al5O12:Се 
Содержание   Яркость, % 
Средний 
размер  Средний 
размер 
плавня, мас. 
частиц 
образцов,  частиц 
образцов, 

неотмытых 
от  отмытых  от  плавня, 
плавня, мкм 
мкм 
BaF2      0 
115 
11,55 
10,00 
            10 
125 
12,23 
11,5 
            30 
125 
12,75 
12,2 
SrF2      0 
117 
12,00 
9,9 
       10 
130 
12,34 
10.00 
       30 
125 
12,56 
10.1 
     Так  как  увеличение  яркости  при  применении  плавней  ненамного 
превышает  значения  яркости  люминофоров,  полученных  без  использования 
плавней,  использование  минерализаторов  при  синтезе  гранатов  для  СИД  
нецелесообразно. 
   Полученные  в  результате  совместного  осаждения  люминофоры  со 
структурой  граната  показали  хорошие  результаты  при  использовании  их  в 
качестве  люминофорного  покрытия  чипов  СИД  белого  цвета  свечения. 
Известно,  что  наиболее  распространённым  и  применяющимся  уже  
длительное  время  для  получения  гранатных  соединений  является 
твёрдофазный  метод,  заключающийся    в  спекании  оксидов  иттрия  и 
алюминия.  Предполагая,  что  данный  метод  не  позволит  получить 

люминофоры 
с 
удовлетворительными 
характеристиками, 
всё 
же 
представлялось  интересным    получение  и  исследование  люминофоров 
гранатной структуры для СИД белого цвета свечения. 
  
3.1.4.  Получение  ГАГ твёрдофазным синтезом 
 
     Нами  была  проведена  попытка  синтеза  ГАГ  твёрдофазной  реакцией.  
Применяли  следующую  методику  синтеза:  оксид  гадолиния  и  гидроксид 
алюминия в соотношении 3:5 (предварительно размолотые) были тщательно 
смешаны. К этой смеси добавили нитрат церия [Се3+=50г/л] в количестве 1,4 
ат.%.  Далее  шихту  в  виде  сметанообразной  массы  поставили  на  сушку  в 
сушильный  шкаф  при  Т=100-120  оС.  Затем  просеивали  шихту  через  сито 
№100.  Прокаливание  вели  в  две  стадии:  при 900  оС  в  течение 8 часов,  не 
вынимая  тигли  из  печи  повышали  температуру  до 1470 оС,  и  прокаливали 
при  этой  температуре  в  течение 9 часов.  Полученный  люминофор  также 
просеивали  через  сито  №100.  Полученный  порошок  имел  оранжевую 
окраску, 
характерную 
для 
гадолиний-алюминиевого 
граната, 
активированного церием. 
   Измерение  спектральных  характеристик  полученного  твёрдофазным 
синтезом  Gd3Аl5O12:Се  показало,  что  интенсивность  люминесценции  ниже, 
чем  полученного  соосаждением  гидроксидов.  Яркость  составляет 55% по 
отношению к образцу сравнения (люминофор К-80).  
  Данные  РФА  (рис 3.2) свидетельствуют,  что  в  полученном  в  результате 
твёрдофазного синтеза люминофоре  наряду с фазой Gd3Аl5O12 присутствуют 
фазы α-Аl2O3 и Gd2O3.  Пики, соответствующие фазе граната имеют низкую 
эффективность.  Средний  размер  частиц  полученного  порошка 18-20 мкм.  
Таким  образом,  проведенные  исследования  показали,  что  получаемый 
твёрдофазным  синтезом  Gd3Аl5O12:Се    не  представляет  интереса  для 
практического  применения  в  качестве  люминофора  для  СИД  белого  цвета 
свечения. 

 
3.2. Система   Y3Аl5O12:Се –Gd3Аl5O12:Се 
 
      Наиболее  изученным  соединением  из  всего  класса  гранатов  является 
иттрий-алюминиевый 
гранат. 
Катодолюминесценцию 
 
гадолиний-
алюминиевого  граната  исследовали  в [128] для  применения  в  электронно-
лучевых  трубках  (ЭЛТ).  Сведения  об  изменении  интенсивности 
фотолюминесценции  при  замещении  иттрия  на  гадолиний  отсутствуют.  
Известно,  что  введение  в  додекаэдрическую  позицию  граната  иона  с 
большим  радиусом,  чем    радиус  иттрия  приводит  к  смещению  спектров 
излучения  и  возбуждения  в  длинноволновую  область.  Предполагая,  что  в 
связи  с  этим  возможно  получение  люминофоров  для  СИД  с  различными 
оттенками  белого  цвета,  провели  исследование  люминесцентных 
характеристик гранатов состава      Y3-хGdхАl5O12:Се. 
      Для получения соединений со структурой граната  методом совместного 
осаждения  гидроксидов    применяли  следующую  методику:  при  постоянном 
перемешивании  по  каплям  добавляли  аммиак  в  смесь  растворов  нитратов 
иттрия,  гадолиния,  церия,  алюминия.  Значения  рН  раствора  выдерживали  в 
пределах 8-9, т.к.  гидроксиды  алюминия,  церия,  иттрия  и  гадолиния 
осаждаются  при  разных  рН (7.1-7.4 для  гидроксида  церия, 8.1-8.5 для 
гидроксида  алюминия, 5.5-6 для  гидроксида  иттрия, 6.5-7 для  гидроксида 
гадолиния.). Образцы имели состав Y3-хGdхАl5O12:Се, где х=0; 0,6; 1,2; 1,8; 3. 
Концентрация  церия  составляла 1,4 ат.%.  Содержание  алюминия 1,05 по 
отношению к иттрию (гадолинию). Для более полного осаждения оставляли 
полученную  суспензию  на  сутки,  затем  проверяли  на  полноту  осаждения, 
далее  фильтровали  через  воронку  Бюхнера.  Выбор  режима  синтеза 
основывался  на  литературных  данных.  Нами  не  проводились  исследования 
полученных  гранатов  с  использованием  ДТА  и  ТГА,  так  как  имеются 
многочисленные  литературные  данные [48,51,128]  о  характере 
происходящих  процессов.  Данные  термографического  анализа  гранатов, 

полученных  соосаждением  гидроксидов [48], свидетельствуют,  что 
нагревание 
высушенных 
осадков 
сопровождается 
рядом 
эндо- 
(170,350,545,800-860  К)  и  экзоэффектов (1350-1420 К).  Указывается,  что 
эндоэффекты    связаны  с  удалением  адсорбированной  и  структурированной 
воды.  Согласно  данным [48] первый  экзоэффект  связан  с  образованием 
метастабильного  состояния,  а  второй  с  кристаллизацией  граната,  в  отличие 
от [51], где  указывается  на  одностадийное  формирование Yb3Al5O12  при 
875оС.  Вплоть  до  температуры 500-600оС  образцы  рентгеноаморфны.  После 
600оС  начинается  образование  Y2O3  и Al2O3,  при  этом  во  всех  случаях 
присутствуют ещё значительные количества исходных компонентов, полное 
термическое  разложение  которых  завершается  к 800оС.  Таким  образом,  для 
получения  гранатов  методом  осаждения  необходима  предварительная 
прокалка  шихты  при 600оС.  Поэтому  отжиг  полученных  образцов 
производили в печи КО-14 при 600оС в течение двух часов. 
      Известно, что взаимодействие оксидов РЗЭ и алюминия протекает в два 
этапа [16]. На  первом  этапе  происходит    образование  тонких (0.1 мкм) 
квазиаморфных слоёв. Образование таких первичных слоёв происходит при 
температуре  начала  взаимодействия  оксидов [19]. Обращается  внимание  на 
то, что оксид РЗЭ является покрываемым, а оксид алюминия покрывающим 
реагентом,  что  хорошо  согласуется  с  более  низкой  температурой  плавления 
корунда  и  значительно  большей  упругостью  его  паров (tпл.(  Y2O3)= 2410оС; 
tпл.(Al2O3 )= 2040оС; р1400°С (Al2O3)≈ 10 –9 атм >> р (Y2O3) [16]. 
      Вторичный  этап  требует  более  высоких  температур,  так  как  дальнейшее 
взаимодействие    может  протекать  только  за  счёт  диффузии  через 
блокирующий  слой  продукта.  В [19] показано,  что  взаимодействие  Y2O3  и 
Al2O3  начинается  при 950-1000оС  с  образованием  соединения  Y4Al2O9
независимо  от  состава  смеси.  С  наибольшей  скоростью  идёт  реакция 
образования  граната.  Скорость  суммарного  взаимодействия  лимитируется 
стадиями  образования  YAlO3  и Y4Al2O9. Из теории химии твёрдого тела [59] 
известно,  что  в  реакции  легче  образуется  продукт  реакции,  структура 

которого  схожа  с  исходными  веществами.  Так,  стабильная  модификация 
оксидов РЗЭ от Gd до Lu и Y имеет кубическую структуру, и все соединения 
Ln3Al5O12 – кубическую  структуру  граната.  Оксид  алюминия  имеет 
искажённую  гексагональную  плотнейшую  упаковку,  а  ионы  Al3+  занимают 
как  в  Al2O3, так и  в Y3Al5O12  октаэдрические позиции. При взаимодействии 
Al2O3 и  Y2О3 на первой стадии образуются зародыши Y4Al2O9. Значительные 
структурные  различия  исходных  веществ  и  продукта  затрудняют 
зародышеобразование,  так  как  при  этом  происходит  структурная 
перестройка, требующая разрыва имеющихся связей и образования новых, а 
также  миграции  атомов  на  расстояние,  которое  в  некоторых  случаях  может 
быть весьма значительным. Перемещение ионов Al3+ и Y 3+ возможно только 
при  высокой  температуре,  когда  им  сообщается  тепловая  энергия, 
достаточная  для  того,  чтобы  тот  или  иной  ион  мог  покинуть  свою 
нормальную позицию в решётке и начать диффундировать. 
      Следующим  этапом  взаимодействия  является    рост  образовавшегося 
продукта реакции. Эта стадия  может протекать ещё более затрудненно, чем 
зародышеобразование.  Для  её  протекания  необходима  встречная  диффузия 
ионов      Al3+  и  Y 3+  через  уже  имеющийся  слой  продукта  к  новым 
реакционным поверхностям.  Принимая во внимание  вышеизложенное,  при 
синтезе  гранатов  для  получения    однородного  продукта  без  содержания 
посторонних  фаз  применяли  двустадийное  прокаливание  шихты.  Шихту 
загружали в камерную печь (программируя процесс   прокалки- 800-900оС- 8 
часов, 1350оС- 7-9 часов). 
       После прокаливания  полученные образцы люминофоров имели окраску 
от жёлто-зелёного (Y3Al5O12:Се) до жёлто-оранжевого  (Gd3Аl5O12:Се). Просев 
полученных образцов производили через сито №100. 
       Результаты  спектральных  характеристик  полученных  образцов  (рис.3.3)  
свидетельствуют,  что        при  замещении  иттрия  на  гадолиний  максимумы 
спектров  излучения  и  возбуждения  смещаются  в  более  длинноволновую 
область  (табл 3.4). Максимум  первой  более  коротковолновой  полосы 

возбуждения,  наоборот,  смещается  в  коротковолновую  область.  Вследствие 
чего  расстояние между максимумами полос возбуждения увеличивается. 
        Представленные на рис 3.2 (б) спектры возбуждения  показывают, что в 
полосах  возбуждения  как  иттрий-алюминиевого,  так  и  гадолиний-
алюминиевого  гранатов  помимо  возбуждения  люминесценции  церия  в 
области  коротковолнового  ультрафиолета (<250 нм)  присутствуют  также  
довольно  сильные  полосы  с  λмакс= 330 и 340 и    λмакс= 460 и 475 нм 
соответственно.  При этом полуширина полосы возбуждения гадолиниевого 
граната оказывается большей, чем у ИАГ. 
    Данные  РФА  (табл. 3.4) свидетельствуют,  что  для  всех  образцов 
моноклинная  фаза  сопутствует  фазе  граната.  При      содержании  гадолиния 
~50%  на  рентгенограммах  регистрируется    твёрдый  раствор  Y3Al5O12-
Gd3Al5O12.   
Таблица 3.4 
Данные РФА и положение  максимумов полос излучения и возбуждения 
люминофоров (Y1-хGdх )3Аl5O12:Се 
Формула 
λмакс 
λмакс полосы 
Данные РФА 
полосы 
возбуждения 
граната 
излучения 
λмакс 
λмакс 
(1) 
(2) 
Y3Аl5O12:Се 
540 347 
460 
Y3Аl5O12  (85%), Y4Аl2O9 
(15%) 
Y2,4Gd0,6Аl5O12:Се 
565 345 
460 
Y3Аl5O12 (85 %), Y4Аl2O9- 
Gd4 Аl2O9 (15 %) 
Y1,8Gd1,2Аl5O12:Се 
570 340 
465 
Твёрдый раствор 
Y3Аl5O12-Gd3Аl5O12 

 
Y1,2Gd1,8Аl5O12:Се 
575 335 
465 
Твёрдый раствор 
Y3Аl5O12-Gd3Аl5O12 
Gd3Аl5O12:Се 
580 330 
470 
Gd3Аl5O12 (80%) 
Gd4Аl2O9 (20%)
 
 
 

 
    Спектры  излучения  при    λвозб= 340 нм  (рис. 3.2 а)  показывают,  что 
максимум  излучения  у  ГАГ  (λмакс=580  нм)  располагается  в  более 
длинноволновой области, чем  максимум излучения у ИАГ (λмакс=540 нм), а 
полоса  излучения  гадолиниевого  граната,  также  как  и  его  полоса 
возбуждения,  имеет  большую  полуширину (185 и 120 нм  у  ГАГ  и  ИАГ 
соответственно). Кроме того, заметно, что полосы зелёного излучения ИАГ и 
оранжевого  излучения  ГАГ  не  элементарны  и  состоят  из  двух  сильно 
перекрывающихся  полос.  Спектры  возбуждения  также  показывают,  что  в 
области 200-250 нм  может  наблюдаться  и  непрямое  возбуждение  церия,  но 
при  этом  энергия,  поглощаемая  основой,  может  быть  передана  иону  церия 
лишь с очень низкой эффективностью.  
    Гадолиний, имеющий большой радиус будет входить в подрешётку иттрия,  
занимая  додекаэдрические  узлы.  Замещение  иттрия  гадолинием  вызывает 
локальные  изменения  структуры,  приводящие  к  изменению  среднего 
параметра  элементарной  ячейки.  Параметр  решётки  увеличивается  при 
увеличении  содержания  гадолиния,  что  подтверждается  расчётами  по 
формуле  [72,85]:    
арасч = b1+b2rс+b3rа+b4rd+b5rсrа+b6rсrd           (5), 
где b1= 7.02954, b2= 3.31277, b3= 2.49398, b4= 3.34124, b5 = - 0.87758, b6= - 
1.38777,  rс, rа, rd
-  средневзвешенные  эффективные  ионные  радиусы  
катионов, занимающих соответственно позиции {C},[A],(D) [130]. 
  Полученные значения   а приведены в таблице 3.5. 
   Как  видно  из  данных  таблицы 3.5  внедрение Gd  приводит  к  увеличению 
параметра  решётки,  вследствие  большего  радиуса  гадолиния,  что  вызывает  
напряжённость    кристаллической  решётки.  Объём  ячейки  увеличивается  от 
1733,8 Å для Y3Al5O12 до 1778,4 Å для Gd3Al5O12. Результаты прецизионного 
измерения  параметра  решётки  (камера  Гинье-де-Вольфа)  превышают 
значения  а,  рассчитанные  теоретически.  На  основании  этого  факта  можно 
предположить,  что  состав  гранатов  отличается  от  стехиометрического. 

Согласно  исследованиям [85]  соотношение  аэксп>атеор  свидетельствует  о 
наличии    антиструктурных  дефектов  типа  R3+Аl    в  данном  случае  Y3+Аl  и    
Gd3+Аl
.    
Таблица 3.5 
Значения атеор и  апракт  люминофоров состава Y3-хGdхАl5O12:Се 
Формула 
Теорет. 
рассчит.  Экспер. 
получен. 
значение 
параметра  значение 
параметра 
решётки а, Ǻ 
решетки  а, Ǻ 
Y3Al5O12 
12,00 12,013 
Y2.4Gd0.6Al5O12 
12,016 12, 
028 
Y1.8Gd1.2Al5O12 
12,037 12,099 
Y1.2Gd1.8Al5O12 
12,058 12,102 
Y0.6Gd2.4Al5O12 
12,085 12, 
105 
Gd3Al5O12 
12,099 12,113 
   В  редкоземельных  алюмогранатах  содержится  до 0,08 [R3+Аl]  на 
формульную  единицу  (λ) [86].  Так  как  концентрация  антиструктурных 
дефектов  λ  растёт  с  уменьшением  ионного  радиуса  следовательно, 
концентрация [R3+Аl]  будет выше в иттриевых гранатах, чем в гадолиниевых. 
    На рис 3.4 представлены кривые ТСЛ образцов Y3Al5O12:Се и Gd3Al5O12:Се.  
     Для  иттрий-алюминиевого  граната  наблюдаются  пять  пиков  с  Тм 140 К, 
170 К, 213 К, 350 К, 390 К, а  для  ГАГ Тм  равны 123 К, 223 К, 260 К, 373 К.  
Для  ГАГ  самый  высокотемпературный  пик  наблюдается  при 373 К,  а  для 
ИАГ  при 390 К.  Так  как    концентрация  активатора    в  обоих  случаях 
одинакова, мы предполагаем, что   наличие ловушек связано с  собственными 
дефектами,  скорее  всего  это  антиструктурные  дефекты  Y3+окта  и  Gd3+окта
имеющие разную энергию (как показано выше из-за различной концентрации 
дефектов типа [R3+Аl]). 
 


,
,
λ
λ
отн.ед
отн.ед
100
1
2
100
1
2
а
б
50
50
500
600
700
λ, нм
200
300
400
500
λ, нм
 
  
Рис. 3.3.  Спектры излучения (а) ИАГ:Се (1) 
и ГАГ  (2) и спектры возбуждения (б) ГАГ  (1) и ИАГ (2) 
 
  
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
                      Рис. 3. 4.  Кривые ТСЛ Y3Al5O12:Се (а) и Gd3Al5O12 :Се (б) 
 

   Наличие пика ТСЛ узкой формы в ГАГ характерно для высвечивания АЛЭ. 
Отсутствие    АЛЭ  в  ИАГ  свидетельствует  о  большей  дефектности  иттрий-
алюминиевых  гранатов  по  сравнению  с  гадолиний-алюминиевыми. 
Следовательно, концентрация дефектов Y3+окта больше, чем  Gd3+окта.. 
    Наблюдаемые  изменения  в  спектрах  излучения  и  возбуждения 
свидетельствуют,  что  увеличение  содержания  Gd    в  ИАГ  приводит  к 
увеличению 
влияния 
кристаллического 
поля. 
Увеличение 
силы 
кристаллического  поля  приводит  к  увеличению  расщепления  5d-  состояний 
иона  Се3+.  При  этом  увеличение  ширины  полос  соответствует  переходу 
электронов из состояния 5d на два уровня 4 f. Вхождение ионов Gd приводит 
к  изменению  расположения  5d-состояний  ионов  Се3+  в  запрещённой  зоне 
граната.  Наблюдаемые  изменения  в  спектральных  характеристиках  ИАГ  и 
ГАГ свидетельствуют, что уровни возбуждённого состояния ионов Се3+ (D3/2 
и  D5/2)  в  ГАГ  располагаются  на  более  близком  расстоянии  ко  дну  зоны 
проводимости, чем в ИАГ. Вследствие чего энергетический зазор между 4f- и 
5d- состояниями иона церия уменьшается, о чём свидетельствует увеличение 
расстояния между максимумами основных полос возбуждения. 
      Средний размер частиц полученных люминофоров находится в пределах  
7,8-10,5  мкм. 
 
3.3. Система Gd3Al5O12 :Се-Gd3Ga5O12:Се 
      Известно,  что  люминофорам  на  основе  гранатов  присуще  свойство 
изменять  спектр  излучения  при  изменении  химического  состава:  при 
замещении  иттрия  на  ион  с  большим  ионным  радиусом  спектр  излучения 
смещается  в  длинноволновую  область,  а  при  замещении  иттрия  на  ион  с 
меньшим  радиусом  спектр  излучения  смещается  в  более  коротковолновую 
область.  В  связи  с  этим  представляется  интересным  исследование 
зависимости  изменения  спектральных  характеристик    при  замещении 
алюминиевых  узлов  гранатов  и  изучение  данных  систем  в  качестве 
люминофоров для СИД белого цвета свечения. 

    Объектами  исследования  были  образцы  состава  (Gd0.986Се0.014)3(Al5-
хGaх)O12,  где  х=0; 2; 3; 4; 5. Шихту  готовили  осаждением  гидроксидов  из 
растворов  нитратов  аммиаком.  Аммиак  добавляли  в  смесь  растворов 
нитратов  алюминия,  гадолиния,  церия  и  галлия  при  постоянном 
перемешивании. Значения рН раствора выдерживали в пределах 8-9. Галлий 
и  алюминий  вводили  в  шихту  в  сверхстехиометрическом  количестве (5%)- 
для более полного протекания реакции: 
                  3/2 Gd2O3+ 5/2 (Al1-хGaх)2O3→Gd3(Al1-хGaх)5O12          (6) 
при прокаливании шихты. После осаждения оставляли раствор на сутки для 
полного  осаждения  гидроксидов.  Затем  отфильтровывали  раствор,  осадки 
отжигали  при 600 оС  в  течение  двух  часов.  Прокаливание  вели  в  камерной 
печи (800-900 оС- 8 часов, 1350-1470 оС- 7-9 часов).  Просев  полученных 
образцов производили через сито №100. 
   На  рис 3.5.  представлена  зависимость  изменения  λ    (сдвиг  полос 
излучения  и  возбуждения)  в  системе  Gd3(Al1-хGaх)5O12:Се  от  содержания 
галлия. Как видно из рис 3.5, ступенчатое замещение в ГАГ части алюминия 
на  галлий  сопровождается  смещением  максимумов  излучения  в  полосах 
возбуждения  и  излучения.  Максимум  наиболее  интенсивной  полосы 
возбуждения  смещается  в  более  коротковолновую  область  из  положения 
λмакс= 470 для Gd3Al5O12:Се в положение λмакс= 435 нм для  Gd3Ga5O12:Се  с 
уменьшением  также  полуширины  этой  полосы.  При  этом  изменение  
λсоставляет 35 нм (рис 3.5 (2)). Максимум второй, более коротковолновой 
полосы прямого возбуждения церия смещается, наоборот, в длинноволновую 
область из положения λмакс= 337 нм  для ГАГ в положение λмакс= 350 нм для 
люминофора  состава  Gd3Ga5O12:Се  изменение  λ  меньше,  чем  в  первом 
случае и  составляет 13 нм (рис 3.5. (2)). Вследствие чего расстояние между 
максимумами полос возбуждения уменьшается.  
 
 
 


 
нм

50
40

 
полос

30
20
10

смещение
люминесценции
0
20
40
60
100
содержание Ga, %
 
Рис. 3.5.  Зависимость изменения λ (смещение полос люминесценции) 
в системе (Gd0.986Се0.014)3(Al5-хGaх)O12 от содержания галлия: ○- полоса 
возбуждения (1); ∆ -полоса возбуждения (2); □- полоса излучения 
 
 
Рис. 3.6.  Рентгенограммы люминофоров состава Gd3(Al1-хGaх)5O12:Се
1) х=0; 2) х=0,4; 3) х=0,6; 4) х=1 
 
 
     

 
     Представленные  в  таблице 3.6 данные  по  люминесценции  образцов 
люминофора  при  их  возбуждении  излучением  СИД  с  λмакс= 470 нм 
показывают,  что  при  замещении  в  составе  люминофора  более  половины 
ионов  алюминия  ионами  галлия  яркость  люминофора  начинает 
катастрофически падать.  
Таблица 3.6 
Зависимость яркости свечения образцов люминофора 
(Gd0.986Се0.014)3(Al5-хGaх)O12 от содержания галлия при  λмакс= 470 нм 
Содержание 
0 0.05
0.1 0.2 0.4  0.6  0.8 1.0 
галлия  х,  мольн. 
доли 
Относительная 
119 119 119 119 115  36  10  7 
яркость свечения, % 
 
    Данные  РФА  свидетельствуют,  что  во  всех  образцах  кроме  фазы  граната 
индексируются посторонние фазы,  имеющие малую интенсивность (рис 3.5).  
Замещение  алюминия  на  галлий    приводит    к  сдвигу  углов    в  сторону 
меньших углов (увеличение межплосткостного расстояния d). 
     Встраивание  более  крупных  ионов  галлия  приводит  к  увеличению 
параметра  решётки,  что  подтверждается  расчётами    и  экспериментальными 
данными (табл 3.7).    
     Неравенство  аэксп<атеор      свидетельствует  о  том,  что  состав  гранатов 
отличается  от  стехиометрического.  В  отличие  от  гранатов,  содержащих 
алюминий,  для  галлиевых  гранатов  образование  дефектов  [R3+Ga]  не 
характерно [85]. Следовательно,  снижение  аэксп  в  галлийсодержащих 
гранатах    обусловлено  вакансиями  галлия  и  некомплектностью  анионной 
подрешётки.  Причём  энергетически  легче  появление  вакансий  галлия  в 
октапозициях,  так  как  связи  в  тетраэдре  короче,  а  энергия  связи  обратно 
пропорциональна  квадрату  её  длины  и,  следовательно,  она  выше  в 
тетраэдрах.    
 

Таблица 3.7 
Влияние содержания галлия на изменение значений параметра решётки 
и состав  твёрдых растворов Gd3Al5O12: Се –Gd3Ga5O12: Се 
Соединение 
Значение 
Экспер. 
Данные РФА 
арасч., 
значение а
Å 
Å 
 
Gd3Al5O12 
12,09 12,116 
Gd3Al5O12Gd4Al2O9 
Gd3Al4GaO12 
12,149 12,118 
Gd3Al5O12+ Gd4Al2O9 
Gd3Al3Ga2O12  12,199 12,135 
Gd3Al5O12 +Gd3Ga5O12 
Gd3Al2Ga3O12  12,248 12,143 
 Gd3Al5O12 +Gd3Ga5O12 
Gd3Al4GаO12 
12,31 12,151 
Gd3Al5O12 +Gd3Ga5O12 
Gd3Ga5O12 
12,389 12,206 
Gd3Ga5O12+β-Ga2O3 
  
    Сравнение  спектров  люминесценции        Gd3Al5O12:Се  со  спектрами 
образцов, содержащих галлий, показывает, что полосы излучения последних 
сдвинуты в направлении меньших длин волн, и это указывает на уменьшение 
эффекта  расщепления  состояний  5d  кристаллическим  полем.  Об  этом  же 
свидетельствует и сближение основных максимумов в спектрах возбуждения, 
а уменьшение полуширины полос в спектрах люминесценции, наблюдаемое 
при замене части алюминия в составе люминофора галлием, свидетельствует 
об  уменьшении  ширины  самого  низкого  из  состояний   5d  и  имеет  ту  же 
причину – ослабление  возмущающего  воздействия  кристаллического  поля. 
Что касается зависимости спектров излучения образцов, содержащих  более 
0.6  мольных  долей  галлия,  от  длины  волны  возбуждающего  света,  то  она 
указывает на увеличение энергетического зазора  между состояниями 4f и 5d 
и  также  объясняется  уменьшением  влияния  кристаллического  поля  на 
внешние  оболочки  иона  церия.  Следовательно,  введение  галлия  в 
подрешётку  граната,  в  отличие  от  гадолиния,  приводит  к  увеличению 

расстояния  между  5d-  состояниями  ионов  Се3+  и  зоной  проводимости 
граната. 
      Причина изменения силы кристаллического поля, по-видимому,  связана 
с  уменьшением  степени  ковалентности  связей  у  элементов  галлиевого 
граната  по  сравнению  с  алюминиевым  гранатом  из-за  большей 
электроотрицательности галлия по сравнению с алюминием. Незначительная   
люминесценция  церия  в  галлиевом  гранате  по  сравнению  с  алюминиевым, 
вероятно,  связана  как  с  увеличением  поглощения  энергии  возбуждения 
основной решёткой, так и с более низкой эффективностью передачи энергии 
от решётки к активатору. 
      Результаты  проведённых  исследований  позволяют  сделать  вывод  о 
возможности  регулирования  цветовых  оттенков  суммарного  белого 
излучения  СИД  и  люминофора  и  о  возможности  использования 
алюмогаллиевых  гранатов  гадолиния  для  СИД    с  максимумом  излучения  в 
области 475-450 нм без существенного уменьшения яркости их свечения.       
      Наиболее  оптимальным    составом  является  люминофор    состава 
(Gd0.986Се0.014)3Al3Ga2O12.  
 
3.4. Система Gd3(Al1-хScх.)5O12: Се 
    Принимая во внимание результаты, полученные при замещении алюминия 
на  галлий,  представлялось  интересным  исследование    изменений, 
происходящих при замещении алюминия другими  элементами.    В качестве 
такого  элемента  нами  был  выбран  скандий,  но  он  в  отличие  от  галлия    и 
алюминия  не  образует  соединений  со  структурой  граната.   В  литературе 
имеются  данные  о  поведении  скандия  в  гранатах,  полученных  методом 
Чохральского (исследования проводились на монокристаллах) [66,67,70],  но 
данные  о  люминофорах-гранатах,  содержащих  скандий  не  настолько 
многочисленны.  Таким  образом,  необходимо  было  исследовать    влияние 
скандия  на  фотолюминесценцию  гранатов    с  целью    применения  таких 
люминофоров в СИД белого цвета свечения.  Принимая во внимание то,  что  

в системе Gd2O3- Sc2O3  не  образуются соединения со структурой граната, а 
для  скандия  более  предпочтительны  октаэдрические  позиции,  занимаемые 
алюминием -содержание скандия варьировали от 0 до 0.4.  
   Образцы  состава  Gd3(Al1-хScх.)5O12:  Се  были  приготовлены  методом 
совместного  осаждения  гидроксидов  гадолиния,  алюминия,  скандия,  церия.                 
Полученную  смесь  гидроксидов  отжигали 2 часа  при 600 оС  на  воздухе. 
Далее проводили прокаливание в две стадии 9 часов-900оС, 1350оС-8 часов. 
    На   рис.3.7.  представлены спектры излучения и возбуждения полученных 
гранатов. 
     В спектрах излучения и возбуждения наблюдаются следующие изменения 
(рис 3.7 а):  максимум  спектра  возбуждения  смещается  из  положения  с 
λмакс=470  нм  для  гадолиний-алюминиевого  граната  в  коротковолновую 
область  λмакс=435  нм  для  граната  состава  Gd3(Al0.6Sc0.4.)5O12:Се.  При 
дальнейшем  увеличении  содержания  скандия  до 60 мольн.%  спектр 
возбуждения  Gd3(Al0.4Sс0.6)5O12:  Се  имеет  линейчатый  характер,  не 
характерный  для  соединений,  активированных  церием.  Максимум  спектра 
возбуждения – 453 нм  для  Gd3(Al0.4Sс0.6)5O12:Се.  Полуширина  полос 
возбуждения  при  замещении  на  скандий  уменьшается.  Максимум  полос 
излучения (при возбуждении светом с  λ=475 нм) также  смещается в более 
коротковолновую  область  (рис 3.7 б):  из  положения  с  λмакс=585  нм  для  
Gd3Al5O12:Се  в  положение  λмакс=560  нм  для    Gd3(Al0.6Sс0.4)5O12:  Се.  При 
дальнейшем  замещении  алюминия  спектры  приобретают  линейчатый 
характер  и  гранат состава  Gd3(Al0.4Sс0.6)5O12: Се имеет максимум излучения: 
λмакс=550  нм.   Ион  скандия,  замещающий  ион  алюминия  имеет    больший 
ионный  радиус,  следовательно,  параметр  решётки  должен  увеличиться,  что 
подтверждается расчётами по формуле (5).  
         При  малом  содержании  скандия  происходит  замещение  этими  ионами 
ионов  алюминия,  занимающих  в  структуре  граната  позиции  с 
октаэдрической  координацией  кислорода.  Замещение  тетрапозиций 
оказывается,  по-видимому,  невозможным  и  при  х > 0.4 (что  соответствует 

полному  замещению  всех  октаузлов)  начинается  образование  новой 
кристаллической  фазы,  сосуществующей  с  соединением  Gd3Al3Sс2O12
имеющим структуру граната. В работе  [67] обращается внимание на  то, что  
после заполнения скандием всех октаузлов в структуре Y3Ga5O12  избыточные 
оксиды иттрия и скандия образуют фазу твёрдого раствора с соотношением 
компонентов 3:5. 
    В результате рентгеноструктурных исследований  гранатов Y3(Gа1-хSсх)O12  
в [124] показано, что при  х≤0.4 образуется  структуры смешанных гранатов, 
при  х>0.4  наряду  с  гранатами  состава  Y3Gа3Sс2O12  образуется  вторая  фаза, 
представляющая собой твёрдый раствор состава 3Y2О3 - 5Sс2O3.  
      Данные  РФА  (рис. 3.8), полученные  в  нашей  работе,  свидетельствуют, 
что  наряду  с  фазой  граната  присутствует  фаза  α-Al2O3    для  образца 
Gd3(Al0.9Sс0.1)5O12.  При  дальнейшем  увеличении  скандия  содержание  фазы 
граната  уменьшается,  интенсивность  фазы  Sс2O3    увеличивается.  При 
избыточном  содержании  скандия  более 40 % возможно    вхождение  его  в 
подрешётку гадолиния (Gd 3+=1,06 Å (КЧ=8), Sс 3+
 
=0,87 Å (КЧ=8)).  Этим и 
объясняется изменение характера излучения. 
       Наблюдаемые  изменения  свидетельствуют    также  об  уменьшении 
кристаллического расщепления (и об увеличении расщепления терма). Сила 
кристаллического  поля  при  этом    уменьшается.  Полученные  результаты 
свидетельствуют о том, что гранаты, содержащие в своём составе скандий не 
представляют практического интереса для применения в СИД белого цвета. 
Люминофоры состава Gd3(Al1-хSсх)2Al3O12, полученные соосаждением, имеют 
неоднородный  фазовый  состав,  вероятно,  из-за  особенности  скандия  
размещаться во всех трёх катионных позициях граната.  
 
 
 
 
 


 
б)
а)
1
3
2
2
3
1
500
600
700
λ, нм                          200
300
400
500λ, нм 
 
Рис. 3.7. Спектры излучения (а) и возбуждения (б) люминофоров состава 
Gd3(Al1-хScх.)5O12:Се: 1)Gd3(Al0,9Sc0,1.)5O12:Се2) Gd3(Al0,8Sc0,2.)5O12:Се;   
3) Gd3(Al0,6Sc0,4.)5O12:Се 
 
 
 
 
Рис. 3.8.   Рентгенограммы образцов (Gd0,986Се0,014)(Al1-хSсх)5O12:1) х=0,1; 
2) х=0,4 
       

 
      Так  как  система  Gd3(Al1-хSсх)2Al3O12  представляет  интерес  для 
дальнейшего изучения, то можно предположить, что если применять другой 
метод синтеза, позволяющий получать более чистую фазу граната- возможно 
получение  гранатов,  содержащих  скандий,  имеющих  в  своём  составе 
минимальное  количество  посторонних  фаз,  вследствие  чего  более 
приемлемых  для  применения  в  качестве  люминофорного  покрытия  белых 
СИД, чем люминофоры, полученные методом соосаждения. 
 
3.5.  Получение ванадийсодержащих гранатов 
Так как в настоящее время получены гранаты с различными катионами 
во  всех  трёх  подрешётках  представляет  интерес  изучение  нетрадиционных 
ванадиевых гранатов, с целью изучения их свойств для использования в СИД 
белого  цвета  свечения.  Из  данных  литературы  известно,  что  соединения 
гранатной  структуры,  содержащие  ванадий  в  большинстве  случаев 
исследовались  с  позиций  кристаллохимии [39]. Исследования  в  области 
люминесценции    не  проводились.  Поэтому  мы  попытались    синтезировать 
люминофоры со структурой граната, содержащие ванадий и активированные 
церием. 
       Гранаты с ванадием имели состав М3Y3.5V1.5O12:Се (где М= Са, Мg). Как 
следует  из  формулы  иттрий  в  данном  гранате  будет  занимать  позиции  с 
октаэдрической  и  тетраэдрической  координацией  по  кислороду,  а  магний  и 
кальций- додекаэдрические. Люминофоры готовили твёрдофазной реакцией: 
смешивали  оксиды  иттрия,  ванадия,  карбонат  кальция  (магния),  разбавляли 
водой до пастообразного состояния, добавляли нитрат церия в количестве 1% 
и  ставили  в  сушильный  шкаф  при 120 оС.  Далее  шихту  просеивали  и 
прокаливали при температуре 900 оС- 8 часов, 1350 оС-13 часов. Полученные 
образцы  после  прокаливания  имели  вид    стеклообразных  спёков,  не 
поддающихся  размолу.  Следовательно,  температура,  необходимая  для 
получения  иттриевых  гранатов  и  их  аналогов  оказалась  слишком  высокой 

для  ванадиевых  гранатов.  Поэтому  в  дальнейшем  прокаливание  вели  при 
1150  оС  в  течение 6 часов.  Полученные  люминофоры  представляли  собой 
тёмно-серые  порошки.  Исследование  их  спектральных  характеристик  (рис 
3.15)  позволило  установить,  что    спектры  излучения  и  возбуждения  
полученных  люминофоров имеют  вид,  не  характерный  для  активированных 
церием  люминофоров.  Интенсивность  люминесценции  при  возбуждении 
светом  СИД  отсутствует.  Спектры  излучения  представляют  собой  узкие 
полосы,  максимум  самой  интенсивной  полосы  излучения  расположен  при 
580 нм.                            
     Вероятно,  что  при  вхождении  ионов  церия  в  подрешётку  ванадиевых 
гранатов,  образуется  избыточное  количество  ионов  Се4+.  Этим  можно 
объяснить  наблюдаемые    спектральные  данные,  а  также  тем,  что  иттрий  в 
данной  структуре  граната  не  занимает  додекаэдрические  узлы,  которые  в 
ИАГ занимают и ионы иттрия, и ионы церия.  
Исследования  ванадиевых  гранатов  представляют  чисто  научный 
интерес, так как эффективных люминофоров для СИД белого цвета свечения 
на этой основе получить не удалось.  
 
 
   
 
 
 
 
 
 
 


 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Рис. 3.9. Спектр излучения люминофора  Мg3Y3.5V1.5O12:Се 
 
 
 
                
 
 
 
 
 
 

3.6. Система Y3Al5-х-уMgxSiyO12:Се 
3.6.1. Получение люминофоров Y3Al5-х-уMgxSiyO12:Се   методом 
совместного осаждения 
     Система  (Y1-хТbх)3(Аl1-у-zMgуSiz)5О12  известна  как  очень  неэффективный 
катодолюминофор [37]. Активацию  церием  не  проводили.  Исходя  из 
кристаллографических  соображений,  мы  предположили,  что  введение 
кремния  и  магния  взамен  алюминия  должно  приводить  к  увеличению 
воздействия кристаллического поля на ионы церия, вследствие чего в данной 
системе 
должно 
наблюдаться 
длинноволновое 
излучение 
церия.  
Люминофоры  состава  (Y1-хТbх)3(Аl1-у-zMgуSiz)5О12      в  работе [37] получали 
двумя способами: твёрдофазным методом и методом совместного осаждения. 
Метод  соосаждения  заключался  в  следующем:  смешивали  азотнокислые 
растворы  иттрия,  алюминия,  магния,  тербия.  После  этого  требуемое 
количество  оксида  кремния    и  добавляли  аммиак  до  достижения  рН=10-11. 
Полученный  осадок  отфильтровывали  и  прокаливали 2 часа  на  воздухе  в 
алундовом  тигле  при 700 оС.  Полученный  продукт  прокаливали 2 часа  при 
1300оС в атмосфере азота. 
В  отличие  от  методики [37],  мы  готовили  люминофоры  следующим 
образом:  к  растворам  нитратов  иттрия,  алюминия  и  церия  приливали 
небольшими  порциями  аммиак,  непрерывно  мешая  до  достижения  рН=8-9. 
Полученный  осадок  отфильтровывали  на  воронке  Бюхнера.  Затем  шихту 
отжигали    в  кварцевых  тиглях  в  течение 2 часов  при 600 оС  в  печи  КО-14, 
просеивали  и  добавляли  в  неё  гидроксид  магния  и  оксид  кремния  в 
стехиометрическом  соотношении,  добавляли  воду  для  получения 
однородной  пастообразной  смеси  и  сушили  в  сушильном  шкафу  при 100-
120оС. После чего просеивали шихту через сито №100.  
 При  введении  магния  и  кремния  в  решётку  граната  возможно 
образование  различных  силикатов.  Кремний,  имеющий  ионный  радиус 
меньше, чем у алюминия должен замещать его в тетраузлах решётки граната. 
Избыточное  количество  кремния  будет  приводить  к  возникновению 

посторонних фаз. Поэтому содержание магния варьировали в пределах у=0-2, 
кремния  х=0-2.  При  максимальном  содержании  кремния  х=2,  в  тетраузлах 
решётки  наряду  с  кремнием  присутствуют  ионы  алюминия  для  сохранения 
структуры  граната.  Таким  образом,  одной  из  задач  при  синтезе  магний-
кремний  содержащих  гранатов  являлось  сохранение  гранатной  структуры  и 
минимальное  содержание  посторонних  фаз.  Необходимо  было  выбрать 
оптимальную температуру синтеза магний-кремний содержащих гранатов. 
Для  выбора  оптимальной  температуры  синтеза  шихту  делили  на 2 
части и прокаливали  в камерной печи при различной температуре: 1) 900оС-
3 часа, 1350оС-9 часов; 2) 900оС-3 часа, 1470оС-9 часов. Полученные порошки 
имели разную окраску от жёлто-зелёного цвета (Y3Al5O12:Ce) до оранжевого 
цвета  (Y3AlMg2Si2O12:Ce),  более  характерного  для  гадолиний-содержащих 
гранатов. 
Повышение  температуры  прокаливания  приводит  к  уменьшению 
межплоскостного расстояния d и снижению количества посторонних фаз (рис 
3.8).  Кроме  фазы  граната  присутствуют  посторонние  фазы,  имеющие 
небольшую интенсивность. 
 РФА  (рис 3.10.) показывает,  что  у  люминофора,  прокаленного  при 
1350оС,  количество  посторонних  фаз  больше,  чем  у  образца,  прокаленного  
при 1470оС.  В  связи  с  этим  наиболее  приемлемой  температурой 
прокаливания  для  гранатов,  содержащих  кремний  и  магний  является 
температура 1470 оС.  
На рис 3.11.  представлены результаты РФА для образцов состава Y3Al5-
х-уMgxSiyO12,  полученных  при  температуре 1470 оС.  При  увеличении 
содержания кремния и магния увеличивается количество посторонних фаз.  
Для  образца  с  малым  содержанием  кремния  и  магния (0.25)  на 
рентгенограммах наблюдаются рефлексы только фазы граната. При большем 
содержании  магния  и  кремния  фаза  граната  остаётся  основной  фазой,  но 
появляются  рефлексы,  не  характерные  для  граната.  Они  имеют  небольшие 
интенсивности.  



 
 
 
Рис 3.10.  Рентгенограммы образцов Y3AlMg2Si2O12:Ce, прокаленных при 
1) 1350оС;  2) 1470оС 
 
Рис. 3.11. Рентгенограммы образцов состава  1) Y3Al4.5Mg0.25Si0.25O12
2) Y3Al4Mg0.5Si0.5O12;  3) Y3AlMg2Si2O12 



 
 
 
 
 
 
Рис 3.12. Спектры возбуждения: a) Y3Al5O12:Се
б) Y3Al4.5Mg0.25Si0.25O12:Ce; в)Y3Al3MgSiO12:Се 
 
 
 
 
 
Рис 3.13. Спектры излучения: а) Y3Al5O12:Се
б) Y3Al4.5Mg0.25Si0.25O12:Ce
;  в) Y3Al3MgSiO12:Се 
 

      Результаты спектральных исследований синтезированных нами образцов 
представлены  на  рис 3.12. и 3.13.  Из  рисунков  видно,  что  постепенное 
замещение ионов Аl3+ на ионы Si4+ и Mg2+ приводит к смещению максимумов 
в  спектрах  излучения  и  возбуждения.  Интенсивность  фотолюминесценции 
при  этом  уменьшается.  Спектр  возбуждения  Y3Al5O12  состоит  из  двух 
интенсивных  полос,  соответствующих  λ1max=347  нм  и  λ2max=460  нм  (рис. 
3.12.).  При  постепенном  замещении  алюминия  максимум  наиболее 
интенсивной 
полосы 
спектра 
возбуждения 
смещается 
в 
более 
длинноволновую  область  из  положения c λmax=440  нм  для  Y3Al5O12:Се  в 
положение c λmax=475  нм  для  Y3Al3MgSiO12:Се.  При  этом  наблюдается 
некоторое  увеличение  полуширины  полосы.  Более  коротковолновая  полоса 
прямого  возбуждения  иона  Се3+  смещается,  наоборот,  в  еще  более 
коротковолновую  область  из  положения c λmax=340  нм  для  Y3Al5O12:Cе  в 
положение  с  λmax  = 330 нм  для  Y3Al3MgSiO12:Се.  В  спектрах  возбуждения 
наблюдается закономерное увеличение расстояния между максимумами двух 
интенсивных  полос,  что  свидетельствует  об  увеличении  расщепления 
состояний 5d кристаллическим полем. 
       На  рис.3.13.  представлены  спектры  излучения  при  λвозб.=440  нм. 
Максимум спектра излучения также смещается в длинноволновую область из 
положения c λmax=540  нм  для  Y3Al5O12:Се  в  положение c λmax=590  нм  для 
Y3Al3MgSiO12:Ce.  Значение  полуширины  полосы  излучения  при  этом  также 
увеличивается.  Значения  параметра  решётки  рассчитывали  по  формуле  (5).   
Принимая во внимание то, что ионы магния сначала замещают алюминий в 
октаузлах, а кремний- в тетраузлах получили следующие значения (табл 3.9). 
Как видно из приведённых  в таблице 3.8  данных замещение алюминия 
на  магний  и    кремний  в  иттрий-алюминиевом  гранате  приводит  к 
увеличению параметра решетки. Значения аэксп меньше атеор, следовательно, 
состав  гранатов  отличается  от  стехиометрического.  Данное  неравенство   
можно  объяснить  исходя  из  того,  что      вместо  трёхвалентных  ионов 

алюминия  в подрешётку граната встраиваются двузарядные ионы магния в 
октаузлы  и  четырёхзарядные  ионы  кремния  в  тетраузлы.  При  этом  должна 
происходить  компенсация  зарядов.  Наблюдаемые  изменения  в  образцах, 
содержащих  магний  и  кремний  свидетельствуют  о  том,  что  при  введении 
этих  ионов  в  структуре  граната  образуются  дефекты,  вероятно,  образуются 
катионные вакансии. 
Таблица 3.8 
Влияние содержания магния и кремния на значения параметров 
решётки (теор. и практ.) 
Соединение 
а теоретическое, 
а экспериментальное,  
Å 
Å 
Y3Al5O12:Се 
12.00 11,99 
Y3Al4.5Mg0.25Si0.25O12:Се 
12.014 12,01 
Y3Al4Mg0.5Si0.5O12:Се 
12.027 12,019 
Y3Al3MgSiO12:Се 
12.06 12,039 
Y3AlMg2Si2O12:Се 
12.133 12,129 
Кривые ТСЛ полученных гранатов  представлены на рис.3.14.     
    Сравнение  кривых  ТСЛ  показывает,  что  при  увеличении  содержания 
магния и кремния происходит перераспределение интенсивностей ТСЛ . Пик 
ТСЛ  с  Тм=387-390  К  характерен  только  для  Y3Al5O12:Се    и 
Y3Al4Mg0.5Si0.5O12:Се
Наличие 
данного 
пика 
можно 
связать 
с  
антиструктурными дефектами Y3+окта. Более высокотемпературный пик 543 К 
характерен  только  для  Y3AlMg2Si2O12:Ce.  Как  известно  из  литературы 
[115,118], наиболее глубоким уровням захвата в ИАГ как неактивированном, 
так  и  активированном  церием,  соответствуют  пики  ТСЛ  с  Тм= 300-400 К. 
Таким  образом,  можно  утверждать,  что  наличие  пика    Тм=543  К  на  кривой 
ТСЛ  связано  с  вхождением  в  подрешётку  граната  ионов  магния  и  кремния. 
Известно, что глубокие уровни в ИАГ создают катионные вакансии.  
 
 



 
 
 
Рис 3.14.  Кривые ТСЛ 1) Y3Al5O12:Се;  2) Y3Al4Mg0.5Si0.5O12:Се
3) Y3AlMg2Si2O12:Ce 
 
 
Рис. 3.15.  Возможные механизмы диссипации энергии возбуждения  
в Y3Al5-х-уMgxSiyO12:Се 
 
 
 

     Вследствие  того,  что  и  магний  и  кремний  замещают  ионы  алюминия  в 
тетра-  и  октаузлах  решётки  граната,  можно  предположить,  что  наиболее 
возможно  появление  вакансий  иттрия (VY)  в  октаэдрических  узлах  граната. 
Так  как  тетраузлы  граната  заняты  ионами  алюминия  и  магния,  а  октаузлы 
занимают  ионы  магния,  следовательно,  за  появление  глубокого  дырочного 
уровня  в  Y3AlMg2Si2O12:Ce  ответственны  двузарядные  вакансии  иттрия  в 
октаузлах решётки граната, что и обусловливает несовпадение:аэксп<атеор.     
   Значения  энергии  ловушек,  рассчитанные  по  формулам (2 и 3), 
представлены в табл 3.9: 
Таблица 3.9 
Значения энергий ловушек, соответствующих Тм в гранатах состава 
 Y3Al 5-х-уMgхSiуO12:Ce 
Образец  
Тм, К 
 Значения  ∆Е,  соответствующие 
Тм,эВ 
Y3Al5O12:Се 
140 
0,30 
170 
0,37 
213 
0,46 
390 
0,84 
Y3Al4Mg0.5Si0.5O12:Се 
113 
0,24 
153 
0,33 
387 
0,83 
Y3AlMg2Si2O12:Ce 
170 
0,37 
 
218 
0,47 
543 
1,16 
    Известно,  что  5d-4f-люминесценция  ИАГ  отличается  от  люминесценции 
других  легированных  церием  материалов.  Здесь  люминесценция  иона  Се3+ 
наблюдается  в  видимой  области  спектра.  Ион  Се3+  имеет  один  электрон  в 
4f-оболочке,  который  в  отсутствие  возбуждения  может  находиться  в  двух 
энергетических  состояниях:  2F7/2  и  2F5/2.  В  противоположность  хорошо 

экранированным 
4f-состояниям, 5d-ypoвни 
иона 
Се3+ 
предельно 
чувствительны  к  влиянию  основной  решетки  и  сильно  возмущены 
кристаллическим  полем.  Две  наиболее  интенсивные  полосы  возбуждения 
связаны  с  межконфигурационными  переходами  между  уровнями  основного 
состояния 2F5/2 и 2F7/2 и расщепленными кристаллическим полем D2 уровнями 
иона Се3+.  
Увеличение  содержания  кремния  и  магния  в  твердом  растворе 
Y3Al5-х-уMgxSiyO12 приводит к увеличению энергетического расстояния между 
максимумами 4f-5d-пoлoc возбуждения, что коррелирует с длинноволновым 
сдвигом  спектров  излучения  ионов  Се3+.  Изменение  параметров  излучения 
ионов  церия  при  увеличении  содержания  кремния  и  магния  объясняется 
действием  двух  факторов:  увеличением  силы  кристаллического  поля  и 
изменением  положения  энергетических  уровней  активатора  относительно 
экстремумов  зонной  структуры.  Первый  фактор  несет  ответственность  за 
увеличение  энергетического  расстояния  между  дублетом  4f-5d-пoлoc 
возбуждения  люминесценции  иона  церия,  а  также  за  смещение  максимума 
излучения в длинноволновую область. Действие второго фактора выражается 
в  диссипации  энергии  возбуждения  ионов  Се3+.  Авторы  работы [104] 
предложили  модель  диссипации  энергии  в  Y3Al3-хGaxO12:Се,  которая  может 
быть  приложимой  и  к  данному  твердому  раствору  Y3Al5-х-уMgxSiyO12:Се. 
Первая  модель  предполагает,  что  с  увеличением  степени  замещения 
энергетический     зазор между дном зоны проводимости и 5d-уровнями иона 
Се3+  уменьшается  и  становится  сравнимым  с  энергией  активации.  В 
результате этого возрастает вероятность теплового переброса электронов из 
5d-уровней  в  зону  проводимости  с  последующим  безызлучательным 
переходом  части  терм0лизованных  электронов  на  уровни  основного 
состояния иона Се3+. Модель предполагает, что вероятность таких переходов 
больше вероятности переходов на 5d-уровни (рис. 3.15. а). 
 

Вторая модель (рис. 3.15. б) предполагает уменьшение энергетического 
зазора  между  потолком  валентной  зоны  и  уровнями  основного  состояния 
иона  Се3+  при  увеличении  содержания  ионов  кремния  и  магния.  В  этом 
случае  возрастает  вероятность  перехода  дырок  в  валентную  зону  из  2F-
уровней  возбужденного  иона  церия.  Вследствие  этого  увеличивается  число 
безызлучательных  переходов  из  5d-уровней  возбужденного  Се3+
Относительное 
уменьшение 
интенсивности 
полосы 
возбуждения, 
соответствующей  переходу  из  2F-уровней  на  более  высокий  терм  5d-
оболочки  свидетельствует,  по  нашему  мнению,  о  большей  вероятности 
механизма тушения люминесценции по первой модели.  
 
3.6.2. Получение люминофоров (Y0.986Се0.014)3Аl5-х-уMgхSiуO12  
твёрдофазным синтезом 
   В  работе [37] люминофоры  состава  Y3Аl5-х-уMgхSiуO12,  активированные  Tb 
были  получены  двумя  способами:  твёрдофазным  синтезом  и  соосаждением.   
Для  получения  Y3Аl5-х-уMgхSiуO12:  Се    твердофазным  синтезом  смешивали 
предварительно  размолотые  оксиды  иттрия  и  кремния  и  гидроксиды 
алюминия  и  магния.  К  этой  смеси  добавляли  нитрат  церия[Се3+=50г/л]  в 
количестве 1,4 ат.%.  для  получения  образцов  состава:  Y0.986Се0.014Аl5O12
Y0.986Се0.014Аl4.5Mg0.25Si0.25O12, Y0.986Се0.014Аl4Mg0.5Si0.5O12, Y0.986Се0.014Аl3MgSi12, 
Y0.986Се0.014АlMg2Si2O12
.  Далее  шихту  в  виде  сметанообразной  массы  ставили 
на  сушку  в  сушильный  шкаф  при  Т=100-120оС.  Затем  просеивали  шихту 
через сито №100 и прокаливали в алундовых тиглях. Прокаливание вели при 
температуре 920  оС-7  часов,  не  выгружая  тигли  из  печи  повышали 
температуру до 1450 оС и прокаливали ещё 9 часов. 
   Данные  РФА  полученных  образцов  свидетельствуют,  что  наряду  с  фазой 
граната  присутствуют  фазы  Y2O3,  α-Аl2O3, Y4Аl2O9    в  образцах  с 
незначительным  содержанием  магния  и  кремния.  В  образцах,  содержащих 
магний  и  кремний  более 30 % совместно  с  фазами  Y2O3,  α-Аl2O3,  Y4Аl2O9

Y3Аl5O12    присутствуют  фазы  Y2SiO5, Y2Si2O7, MgO.  Измерения 
гранулометрического состава образцов представлены в таблице 3.10: 
Таблица 3.10 
Зависимость среднего размера частиц люминофора  
Y0.986Се0.014Аl5-х-уMgхSуO12 от содержания кремния и магния. 
Состав образца 
Средний размер частиц, 
мкм 
(Y0.986Се0.014)3Аl5O12 
18 
(Y0.986Се0.014)3Аl4.5Mg0.25Si0.25O12 
18,5 
(Y0.986Се0.014)3Аl4Mg0.5Si0.5O12 
18,3 
  (Y0.986Се0.014 )3Аl3MgSiO12 
19 
 (Y0.986Се0.014)3АlMg2Si2O12 
18,7 
        Измерение  спектральных  характеристик  люминофоров  (рис. 3.16.) 
показало,  что  в  люминофорах,  полученных  твёрдофазным  синтезом 
наблюдаются  такие  же  закономерности,  как  и  в  люминофорах 
(Y0.986Се0.014)3Аl5-х-уMgхSiуO12,  полученных  соосаждением.  А  именно  сдвиг 
полос  излучения  и  возбуждения  в  длинноволновую  область.  Интенсивность 
люминесценции  полученных  образцов  намного  ниже,  чем    образцов, 
полученных совместным осаждением.  
    Исследование  люминофоров  (Y0.986Се0.014)3Аl5-х-уMgхSiуO12,  полученных 
твёрдофазной  реакцией,  показало,  что  данным  методом  невозможно 
получение  люминофоров,  пригодных  для  использования  в  СИД,  т.к.  они 
имеют  большой  размер  частиц,  плохо  сформированную  фазу  граната  и 
наличие посторонних фаз, невысокую яркость. 
 
 
 
 
 
 



 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
         
 
 
 
 
 
 
 


3
 

                              
 
 
 
 
Рис. 3.16. Спектры возбуждения  и излучения  образцов  
Y0.986Се0.014Аl5-х-уMgхSiуO12 , полученных твердофазным синтезом: 
1) х=у=0,25; 2) х=у=0,5; 3) х=у=1; 4) х=у=2 
 
 

Выводы к главе 3 
1.  В результате экспериментов определены оптимальные условия           
     синтеза люминофоров со структурой граната методом совместного   
    осаждения  для применения в СИД     белого цвета свечения.  
2.  Показано, что при замещении иттрия на гадолиний, а алюминия на 
галлий,  магний  и  кремний  возможно  получение  люминофоров, 
позволяющих варьировать оттенки белого цвета СИД . 
3.  Установлено,  что  наблюдаемые  спектральные  характеристики  в 
исследованных  системах  зависят  от  силы  кристаллического  поля. 
При увеличении силы кристаллического поля  максимумы спектров 
возбуждения  и  излучения  смещаются  в  длинноволновую  область. 
При  уменьшении  силы  кристаллического  поля-  в  более 
коротковолновую область спектра. 
4.  Выявлено, что метод соосаждения позволяет оптимизировать синтез    
     люминофоров со структурой граната, но  сопутствующей является  
    фаза Y4Al2O9
5.  Разработан состав Y3Al5-х-уMgхSiуO12:Се с жёлто-оранжевой   
    люминесценцией без применения гадолиния, что позволяет    
    удешевить люминофор и расширить область цветовых температур  
    белого СИД в сравнении с редкоземельным гранатом ГАГ:Се. 
6.   Полученные  твердофазным  синтезом,  люминофоры  со  структурой 
граната 
имеют 
худшие 
спектральные 
характеристики, 
неоднородный фазовый состав и плохо сформированную структуру, 
чем  образцы,  полученные  при  синтезе  из  соосаждённых 
гидроксидов. 
 
 
 
 

ГЛАВА 4 
Исследование гранатов, полученных методом «горения» 
 
4.1. Получение ИАГ методом «горения» 
4.1.1. Определение температуры инициации реакции горения с 
карбамидом 
      Для  получения  люминофоров  со  структурой  гранатов,  имеющих 
субмикронные  размеры  частиц  используют  метод  горения,  основанный  на 
экзотермической реакции взаимодействия нитратов металлов с органическим 
горючим.  В  качестве  топлива  или  горючего  обычно  используют  такие 
органические соединения, как карбамид CH4N2О (мочевина), глицин C2H5NО2 
(аминоуксусная кислота) или карбогидразид C6H6N4О. 
    Принимая  во  внимание  результаты,  полученные  авторами [57] по 
получению  субмикронного  ИАГ,  активированного    хромом  с  высокой 
яркостью,  нами  была  предпринята  попытка  получения  гранатов, 
активированных церием для применения в СИД белого цвета свечения.  
     В  качестве  горючего    в  эксперименте  использовали  карбамид  и  глицин, 
вводя их в смесь растворов нитратов металлов в сухом виде.  
      Соотношение  количеств  горючего  и  окислителя  рассчитывалось  по 
реакциям горения: 
 
2Y(NO3)3+ 5CH4N2О→ Y2O3 + 5CO2 + 10H2O + 8N2
2Al(NO3)3 + 5CH4N2О → Al2O3 + 5CO2 + 10H2O + 8N2 
3Y2O3  +5 Al2O3 → 2 Y3 Al5O12 
 
2Y(NO3)3 + 4C2H5NО2 → Y2O3 + 6.5CO2 + 10H2O + 5N2 + 1.5 C 
2Al(NO3)3 + 4C2H5NО2 → Al2O3 + 6.5CO2 + 10H2O + 5N2 + 1.5 C 
3Y2O3  + 5 Al2O3 → 2 Y3 Al5O12 
с учётом элементарного стехиометрического коэффициента Фс
Фс=Σ (количество оксидных элементов)·(валентность) ⁄ (-1) Σ (количество 
востановленных элементов)·(валентность)  

      Смесь является стехиометричной, когда Фс >1 и богатой горючим, когда 
Фс  <1.  Горение  при  недостатке  горючего  в  исходной  смеси  приводит  к 
неполному  разложению  нитратов,  уменьшает  интенсивность  излучения  в 
полученных  порошках.  Более  высокое  отношение  горючее/окислитель 
обеспечивает более полное горение, облегчая рост Y2О3. 
  Первая  серия  экспериментов  была  посвящена  определению  температуры 
инициации  реакции  горения,  при  которой  получается  максимальное 
содержание фазы ИАГ в продуктах реакции. Отношение топливо-окислитель 
в  этих  экспериментах  оставалось  постоянным  и  соответствовало  значению 
элементарного стехиометрического коэффициента Фс=0.8.  
      Реакционную  смесь  готовили  в  емкости  из  кварцевого  стекла,  при 
необходимости  добавляя  или  выпаривая  часть  воды.  Затем,  после  полного 
растворения  всех  компонентов,  смесь  или  её  часть  переливали  в  кварцевый 
тигель объёмом 0.5 л, накрывали крышкой и помещали в печь. Температура 
печи  изменялась  от 200 оС  до 1000 оС  через  каждые 50 оС.  Как  показали 
результаты визуального наблюдения, при температурах в печи 200 оС и 250 
оС смеси нитратов и горючего не реагировали даже при времени  выдержки 
тигля в печи равном 2 часа. Таким образом, можно констатировать, что для 
начала  реакции  необходимы  температуры  выше 300 оС.  При  температурах 
выше,  чем 300 оС  реакция  горения    карбамида  проходит  полностью. 
Продуктом реакции в этом случае являются  белые порошки, первоначально 
сформированные  в  виде  белой  хрупкой    пенообразной  массы,  которая 
рассыпается в порошок или мелкие чешуйки при лёгком давлении. Вплоть до 
температуры 900 оС  порошок  имеет  белый  цвет,  без  какого  либо  оттенка 
жёлтого  цвета,  характерного  для  активированного  церием  иттрий-
алюминиевого  граната.  Люминесценция  таких  порошков  при  возбуждении 
излучением  СИД  практически  отсутствует.  На  рис.4.1.  представлены 
рентгенограммы полученных образцов.   
 
 

2
 
1
60
55
50
45
40
35
30
25
20
2θ
 
Рис.4.1 Рентгенограммы  образцов ИАГ, полученных в результате 
горения с карбамидом: 1) 600оС-15 мин; 2) 1350оС-9 часов 
2
 
1
60
55
50
45
40
35
30
25
20
2θ
 
Рис. 4.2. Рентгенограммы  образцов ИАГ, полученных в результате 
горения с глицином: 1) 600оС-15 мин; 2) 1350оС-9 часов 
   Данные  РФА  (рис. 4.1. (1)) свидетельствуют,  что    при  использовании  в 
качестве  горючего  карбамида  после  реакции  горения (600 оС- 15 минут) 

чистой  фазы    Y3A5O12    получено  не  было,  наряду  с  фазой        Y3Al5O12 
регистрируются фазы Y2O3  и α-Al2O3. При этом  интенсивность фазы граната 
небольшая.  Измерение размера частиц полученных порошков показало, что 
минимальный размер составляет 4-5 мкм при наличии большого количества 
частиц  размером  более 30 мкм.  Визуальные  наблюдения  на  оптическом 
микроскопе показали, что порошок состоит из сильно агрегированных спёков 
частиц неправильной формы, трудно разрушаемых при размоле. Результаты 
анализа  полученных  порошков,  позволяют  сделать  заключение  о  том,  что 
при  использовании  в  качестве  топлива  карбамида,  в  результате  реакции 
горения  образуется  фаза  ИАГ,  не  представляющая,  однако,  практический 
интерес для использования в качестве люминофора для СИД.  
      Следует  отметить,  что  при  температуре  инициации  выше,  чем 650 оС 
иногда наблюдали выброс продуктов реакции из тигля. Реакция начиналась в 
этих  случаях  с  резким  хлопком,  и  крышку  тигля  поднимало  потоком 
уходящих газов. Длительность реакции составляла от 3 до 10 сек., в течение 
которых тигель и продукты реакции раскалялись до жёлто-белого цвета, что 
свидетельствовало  о  высокой  температуре  (расчётная  ≈1800  оС). 
Температуру, развивающуюся  в процессе реакции горения, рассчитывали по 
формуле: 
                                      Т = Т0 + (∑∆Нреаг- ∑∆Нпрод) / ∑Спрод        (8) 
∆Нреаг  и  ∆Нпрод    -стандартные  значения  теплоты  образования  реагентов  и 
конечных  продуктов;  Спрод - теплоёмкость  конечных  продуктов  при 
постоянном  давлении.  Реакция  начинается  после  выпаривания  воды  в 
растворе-  Т0  в  этом  уравнении 373 К-  точка  кипения  воды.  Полученные 
результаты  свидетельствуют,  что  в  процессе  горения  не  образуется 
высококристалличный  продукт.  Предполагая,  что  высокотемпературная 
обработка  полученных  порошков  позволит  получить  однофазный  продукт, 
провели  прокаливание  при  температуре   1350 оС  в  течение 9 часов  на 
воздухе, в высокотемпературной печи. Температура 1350 оС была выбрана в 

качестве  оптимальной,  так  как  при  этой  температуре  нами  были  получены 
люминофоры (из соосаждённых гидроокисей) с высокой яркостью.       
   После  высокотемпературной  обработки    все  образцы  обладали 
люминесценцией,  характерной  для  Y3Al5O12:Се.  Причём  интенсивность  и 
спектры возбуждения люминесценции не зависят от температуры инициации 
реакции  горения.  РФА  (рис. 4.1.(2)) показал  наличие  кубической  фазы  
Y3Al5O12  после  высокотемпературной  обработки  порошков,  полученных  в 
результате    реакции  горения.  Только  в  образцах,  температура  инициации 
реакции горения в которых была более 800 оС, кроме фазы ИАГ, наблюдали 
слабые рефлексы посторонней фазы, принадлежащей α-Al2O3. 
      Можно  отметить,  что  после  высокотемпературного  отжига  средний 
размер  частиц  практически  не  увеличился,  а  для  некоторых  образцов, 
наоборот,  уменьшился.  Это  связано,  по-видимому,  с  тем,  что  в  процессе 
отжига  и  последующей  закалки  образцов  при  охлаждении  их  на  воздухе, 
некоторая часть агломератов разрушилась, вследствие термоудара. 
 
4.1.2. Определение температуры инициации реакции горения с 
глицином 
       Аналогичные  эксперименты  были  проведены  с  использованием  в 
качестве  топлива  аминоуксусной  кислоты.  Визуальные  наблюдения 
показали,  что  в  этом  случае  идёт  неполное  окисление  топлива  вплоть  до 
температуры 900 оС. 
      Продуктом  реакции,  также  как  и  в  первой  серии  экспериментов,  был 
порошок,  сформированный  в  пенообразную  массу.  Однако  объём  её  был 
значительно  меньше,  чем  при  использовании  карбамида.  При  температуре 
инициации ниже 800 оС цвет получаемых порошков был чёрным или серым, 
особенно в нижней части тигля, что указывает на неполное сгорание топлива. 
Только выдержка в течение 1 часа при 1000 оС позволяет получать порошок 
белого  цвета.  Микроскопические  наблюдения  показывают  наличие  как 
прочных,  так  и  непрочных  агломератов  большого  количества  частиц. 

Количество  отдельно  лежащих  частиц  размером 1.5-5 мкм  очень  мало. 
Средний размер частиц полученных порошков оказался немного меньше, чем 
в  случае  с  карбамидом – 2-5  мкм.  Это  может  быть  связано  с  тем,  что  при 
горении глицина и карбамида выделяется  различное количество газов: 
СН4N2О2 + 3/2 О2 → 2 Н2О + СО2 + N2 
С2Н5NО2 + 9/4 О2 → 5/2 Н2О + 2СО2 +1/2 N2 
    С  увеличением  числа  молей,  образующихся  в  реакции  горения  газов 
поверхностная  площадь  порошков  увеличивается,  большее  количество 
теплоты уходит от системы, таким образом препятствуя росту частиц 
   Интенсивность  люминесценции  равна  нулю,  и  порошки,  даже 
выдержанные при 1000 оС не имеют жёлтой окраски. РФА показал наличие 
большого количества рентгеноаморфного продукта (рис. 4.2 (1)). 
     В  образцах,  прокалённых  при 900 оС  и 1000 оС,  регистрируются  фазы  
Y2O3 и Al2O3. Дополнительный отжиг полученных порошков при температуре 
1350  оС  в  течение 9 часов  приводит  к  образованию  ИАГ  (рис. 4.2 (2)) с 
удовлетворительной интенсивностью люминесценции. 
      Длительная прокалка при высокой температуре позволяет получить ИАГ 
с  довольно  высокой  яркостью.  Образцы  ИАГ  при  использовании  глицина  
имеют  значительно  меньшую  интенсивность,  чем  при  использовании 
карбамида, что обусловлено наличием в исходных образцах углерода в виде 
сажи  (чёрный  и  серый  цвет).  Наличие  углерода  может  привести  к 
карбидизации  части  исходных  материалов  и,  как  следствие,  к  уменьшению 
интенсивности фотолюминесценции. 
 
4.1.3. Выбор горючего 
      Сравнивая  результаты  измерения  размера  частиц  продуктов  горения 
нитратов  металлов  с  карбамидом  и  глицином,  мы  предположили,  что 
агломерация обусловлена в первом случае высокой температурой (спекание), 
а  во  втором  случае – низкой  температурой  реакции  (склеивание  не 
прореагировавшими частями смеси). 

      Если  наши  предположения  верны,  то  смесь  глицина  и  карбамида 
позволит  избежать  агломерированности  частиц,  и,  как  следствие,  получить 
частицы значительно меньшего размера. 
      Для  проверки  этого  предположения  была  проведена  серия  опытов,  в 
которых  топливом  служила  смесь  глицина  и  карбамида,  взятая  в  мольном 
соотношении 1:1, при  сохранении  элементарного  стехиометрического 
коэффициента Фс=0,8. Результаты эксперимента показали, что в этом случае 
реакция  начинается в диапазоне температур 350-400 оС. Продуктом реакции 
является  очень  лёгкий  и  объёмный  белый  порошок,  который  легко 
растирается  в  фарфоровой  ступке  с  уменьшением  объёма.  Жёсткие  и 
прочные  частицы  полностью  отсутствуют.  При  температурах  выше 650-700 
оС  начало  реакции  сопровождается  характерным  хлопком  и  изменением 
положения крышки тигля.  
      В некоторых случаях из тигля наблюдается выброс продуктов реакции в 
виде мелких легчайших хлопьев белого цвета. 
      РФА показал, что в продуктах реакции присутствуют следы фазы граната, 
но в основном, порошок рентгеноаморфен. 
      Фотолюминесценция  полученных  порошков  отсутствует,  так  же  как  и 
окраска в жёлтый или оранжевый цвет. Размер частиц образцов, полученных 
при  температурах  инициации  выше 450оС,  практически  не  зависит  от 
температуры и составляет ~ 0.5-1.5 мкм. 
      При  визуальном  наблюдении  с  использованием  микроскопа  отдельно 
лежащие  частицы  трудно  поддаются  наблюдению.  Хорошо  заметны  только 
скопления частиц размером от 1-5 до 15 мкм.   Таким образом, в результате 
горения с применением в качестве топлива смеси карбамида и глицина были 
получены  нелюминесцирующие  рентгеноаморфные  порошки,  состоящие  из 
частиц субмикронных размеров. 
      Для  части  из  них  был  проведён  высокотемпературный  отжиг  при 
температуре 1350 оС в течение 9 часов. Все образцы, подвергшиеся отжигу, 
имели характерный жёлто-лимонный цвет и обладали фотолюминесценцией 

при  возбуждении  излучением  СИД.  РФА  показал  наличие  чистой  фазы 
Y3A5O12 без примеси фаз  Y2O3  или  Al2O3.  
      Размер  частиц  полученных  образцов  составлял 0.7-2 мкм,  что 
представляет практический интерес для использования в качестве  покрытия 
чипов СИД. На рисунке 5.3. представлены спектры излучения и возбуждения 
ИАГ:С, полученного методом горения. 
    Спектр  возбуждения  (рис 5.3 (1)) представлен  несколькими  широкими 
полосами,  наиболее  интенсивная  из  которых  практически  совпадает  с 
максимумом  синего  излучения  светодиода.  Спектр  излучения  (рис.5.3. (2)) 
представлен  плохо  разрешаемым  при  комнатной  температуре  дублетом  с 
максимумом 540 нм,  что  в  совокупности  с  излучением  СИД  позволяет 
получить  холодно-белый  цвет  суммарного  свечения.  Таким  образом,  в 
результате  наших  исследований  получены  экспериментальные  образцы 
мелкодисперсного  люминофора  на  основе  ИАГ,  активированного  церием,  с 
достаточно высокой интенсивностью люминесценции. 
      Известно,  однако,  что  оптимальной  температурой  синтеза  люминофоров 
на основе ИАГ является температура 1500-1600 оС. Поэтому мы попытались 
исследовать  зависимость  яркости  люминесценции  от  температуры  отжига. 
Образец  ИАГ,  полученный  в  результате  реакции  горения  глицина  и 
карбамида был отожжён в течение 9 часов при температурах 1350, 1400, 1470 
оС, которые могли быть получены на имеющемся оборудовании. Результаты 
эксперимента  показали  (таблица 4.1), что  при  увеличении  температуры 
отжига  интенсивность  люминесценции  может  быть  только  увеличена. 
Средний  размер  частиц  также  возрастает,  однако  всё  же  остаётся 
приемлемым для применения в белых СИД. 
 
  
Таблица 4.1.  
Зависимость интенсивности люминесценции и среднего размера частиц 
ИАГ:Се от температуры отжига 

Образец 
Температура отжига, 
Интенсивность 
Средний размер 
оС 
люминесценции, % 
частиц, мкм 
1.1 1350 
102 
0.9 
1.2 1400 
108 
1.3 
1.3 1470 
125 
1.7 
К-80 
― 100 
8.6 
       
     Анализируя  результаты  измерения  параметров  как  продуктов  реакции 
горения  карбамида  и  нитратов,  так  и  образцов,  полученных  в  результате 
последующего высокотемпературного отжига, можно сказать, что в процессе 
реакции, проводимой в наших условиях, достигаются температуры, большие, 
чем 1300 оС  (расчётная ~1800 оС).  Это  обеспечивает  образование  фазы 
граната  непосредственно  реакцией  горения.  Локальная  температура  в 
небольших  областях,  по-видимому,  близка  к  расчётной.  Вследствие  этого, 
частицы  порошка,  представляющего  собой  смесь  Y3Al5O12,  Y2O3    и  Al2O3
спекаются  между  собой  в  прочные  агломераты  с  размером  более 6 мкм, 
частично  разрушаемые  при  последующем  отжиге  в  течение  длительного 
времени. 
      Образующаяся  фаза  ИАГ  обладает  очень  слабой  люминесценцией,  что 
указывает  на  несовершенство  кристаллической    структуры,  и,  что  более 
важно, на неравномерность распределения активатора по объёму кристалла. 
Высокотемпературный  отжиг  значительно  улучшает  структуру  кристалла, 
что проявляется в сужении линий рентгеновской дифракции. При этом также 
происходит  усреднение  концентрации  активатора  по  объёму  кристалла  за 
счёт диффузии  ионов Се
      Отсутствие  изменений    в  значении  среднего  размера  частиц 
свидетельствует  об  отсутствии  явления  массопереноса  в  процессе 
высокотемпературного  отжига  образцов.  В  то  же  время    увеличение,  а 
вернее, появление люминесценции и наличие фазы граната, как в исходных, 
так  и  в  отожжённых  образцах,  свидетельствуют  о  том,  что  основным 

процессом,  стимулирующим  появление  или  усиление  фотолюминесценции, 
является  диффузия  активатора,  так  как  это  единственный  процесс,  для 
которого требуется время. 
      Таким  образом,  подводя  итог  по  применению  карбамида  в  качестве 
топлива  в  реакции  получения  Y3Al5O12:Се  методом  горения,  можно  сказать, 
что метод позволяет получать частицы размером 4-5 мкм с интенсивностью 
люминесценции,  не  уступающей  промышленному  образцу  люминофора  К-
80. 
      Применение  глицина  приводит  к  иным  результатам.  Полученные 
результаты  свидетельствуют  о  том,  что  с  применением  глицина  в  наших 
условиях  не  удаётся  получить  не  только  люминофор,  но  даже  фазу  ИАГ, 
несмотря на то, что расчётная температура реакции (~1280 оС) должна была 
обеспечить  хотя  бы  небольшое  количество  Y3Al5O12.  По-видимому,  реакция 
ограничивается  очень  малыми  микроскопическими  областями,  что  не 
позволяет  получить  достаточно  большое  количество  теплоты  для  разогрева 
всей  массы  реакционной  смеси  одновременно  и  достичь  необходимой 
температуры. 
      Возможно также, что углерод, не  полностью выгоревший в  микропорах, 
поглощает  часть  как  возбуждающего,  так  и  собственного  излучения 
люминофора. 
      Анализируя  изменение  среднего  размера  частиц,  можно  отметить 
существенное  его  уменьшение  после  высокотемпературного  отжига. 
Особенно  сильно  размер  частиц  уменьшился  на  образцах,  которые  были 
получены  реакцией  горения  при  низких  температурах  инициации  реакции. 
Это  указывает  на  то,  что  агломераты,  образующиеся  при  горении  глицина, 
менее  прочны,  чем  при  горении  карбамида  и  при  высокотемпературном 
отжиге разрушаются в большей степени. 
 
 

,
λ
онт.ед
2
1
50
λ, нм
λ, нм
           
200
300
400
500
                       500
600
700
                
        
Рис. 4.3. Спектр возбуждения  (1) и излучения (2) люминофора ИАГ:Се, 
полученного методом горения 
1600
1400
1200
1000

оС
800

Т

600
400
200

0
50
60
70
80
Размер ОКР, нм
 
 
Рис. 4.4. Зависимость размеров ОКР образцов ИАГ:Се от температуры 
прокаливания 
      
    
      По-видимому,  связывающим  элементом  при  образовании  агломератов 
являются  непрореагировавшие  полностью    компоненты  реакционной  смеси. 

При отжиге они выгорают, что и приводит к разрушению части агломератов, 
проявляющемся  в  уменьшении  среднего  размера  частиц.  Таким  образом, 
причиной относительно большего размера частиц в наших экспериментах, в 
сравнении с описанным в литературе, является сильная агломерированность 
частиц.  Однако  природа  агломерированности  при  использовании  карбамида 
и глицина в качестве топлива разная. Использование карбамида, обеспечивая 
получение  большей  температуры,  приводит  к  образованию  прочно 
спечённых  в  агломераты  порошков,  тогда  как  применение  глицина, 
вследствие низкой температуры реакции, приводит к наличию значительной 
части непрочных агломератов. 
      Применение  смеси  глицина  и  карбамида  в  соотношении 1:1 позволяет 
получить  в  процессе  реакции  горения  мелкодисперсный  рентгеноаморфный 
порошок  со  слабой  агломерацией  частиц.  Расчётная  температура  реакции 
1350-1400 оС при температуре инициации 700 оС обеспечивает формирование 
фазы  граната.  Однако  области  когерентного  рассеяния  очень  малы,  т.е. 
структура кристаллов далека от совершенства. Размер областей когерентного 
рассеивания 
(ОКР) 
определяется 
температурой 
последующей 
термообработки. Размеры областей когерентного рассеивания составляют 30 
и 50 нм для порошков, полученных с использованием глицина и карбамида, 
соответственно. После реакции горения ОКР имеют очень малые размеры, а 
межблочные  границы  имеют  большие  размеры.  Высокотемпературная 
обработка порошков, полученных в результате реакции горения, приводит к 
росту  размеров  ОКР  за  счёт  их  объединения  и  поглощения  межблочных 
границ,  что  подтверждается  данными  РФА  образцов  ИАГ,  оттожённых  при 
различной  температуре  (рис. 4.4).  Как  видно  из  рис 4.4 при  увеличении 
температуры  прокаливания  размер  ОКР  увеличивается.  Отсутствие 
излучения  ионов  Се3+    при  возбуждении  светом  СИД  объясняется    также 
неравномерностью  распределения  церия.  Высокотемпературный  отжиг, 
необходимый  для  роста  кристаллитов  и  распределения  церия  по  объёму 
кристалла,  сопровождается  незначительным  изменением  среднего  размера 

частиц  (отсутствие  массопереноса)  и  усилением  фотолюминесценции, 
вследствие  уменьшения  количества  поверхностных  дефектов,  приводящему  
к 
уменьшению 
толщины 
«мёртвого 
слоя». 
Незначительная 
агломерированность  исходного  порошка  и  близкие  размеры  большинства 
частиц,  препятствуют  росту  среднего  размера  частиц  в  процессе 
последующей термообработки при высоких (до 1470 оС) температурах 
     Для  анализа  результатов  зависимости  интенсивности  люминесценции  от 
температуры  прокалки  использовали  предположение,  что  каждый 
возбуждённый ион Се3+  в объёме излучает один фотон с квантовым выходом 
равным 1, а  активаторы,  локализованные  на  границах  ОКР  и  поверхности 
кристалла, являются центрами безызлучательной рекомбинации с квантовым 
выходом  равным 0. Тогда  для  оценки  вероятности  излучательной 
рекомбинации (S) можно применить     формулу: 

 +1 3δ(− ) 1
3
1 
= 
 +
 , 
 −1


na


      где a-линейный размер ОКР, а·n- размер частицы, n- число ОКР в 
частице, δ-линейный размер межблочных границ.  
      Результаты  исследования  зависимости  яркости  люминесценции, 
возбуждаемой  светом  СИД  на  основе  AlGaN  (465  нм)  образцов  ИАГ:Се  с 
размером  частиц 0.4-2.0 мкм  от  размеров  частиц  и  размеров  ОКР  показали, 
что  определяющим  фактором  является  размер  ОКР  и  количество 
межблочных  границ.  Изменение  же  размера  границ  в  указанном  диапазоне 
сопровождается  изменением  яркости  в  незначительном  интервале  и  не 
превышает 20 %. С  ростом  температуры  отжига  в  спектре  возбуждения 
наблюдается 
перераспределение 
интенсивности 
полос 
в 
пользу 
коротковолновой области. 
      Результаты исследования указывают на возможность применения метода 
горения  для  синтеза  мелкодисперсного  люминофора  на  основе  ИАГ. 
Оптимальным топливом является смесь карбамида и глицина в соотношении  

1:1.   Измерение квантового выхода полученных образцов показали, что все 
образцы,  полученные  методом  горения,  после  высокотемпературной 
обработки обладают высоким квантовым выходом, который составляет 0,95.             
                                   
4.2. Система Y3Аl5-хScхO12:Се 
     Метод  горения  показал  превосходные    результаты  по  получению 
однофазного  продукта,  обладающего  интенсивной    люминесценцией.  Нами 
была  продолжена  работа  по  изучению  влияния  скандия  на  люминесценцию 
гранатов,  в  данном  случае  иттрий-алюминиевого  граната,  полученного 
методом горения. 
   В системе Y2O3- Sc2O3 не выявлено образование гранатов состава Y3Sc5O12
поэтому  скандий  вводили  в  количестве,  необходимом  для  замещения 
алюминия, причём только  в октаэдрической позиции. Образцы состава Y3Аl5-
хScхO12:Се  были  получены  методом  горения.  Растворы  нитратов  иттрия, 
алюминия,  скандия  и  церия  смешивали  в  стехиометрическом  соотношении, 
добавляли  смесь  карбамида  и  глицина 1:1. Смесь  растворов  помещали  в 
кварцевый  тигель,  накрывали  крышкой  и  помещали  в  печь  КО-14  при 
температуре 700оС  на 15 минут.  Полученный  продукт    занимал  весь  объём 
тигля  и  имел  вид  рыхлой,  легко  разрушающейся  пористой  массы. 
Полученные  порошки  просеивали  через  сито  №100,  помещали  в  алундовые 
тигли  и  прокаливали  в  камерной  печи  при  запрограммированной 
температуре: 900оС- 6 часов, 1350оС- 17 часов. После прокалки полученные 
порошки  также  просеивали  через  сито  №100.  Средний  размер  частиц, 
полученных  этим  методом,  составил 2,3-2,7 мкм.  Спектры  излучения  и 
возбуждения  иттрий-алюминий-скандиевых  гранатов,  содержащих  церий 
приведены  на  рис. 4.5. В  спектрах  возбуждения  наблюдается  смещение 
максимумов  наиболее  интенсивной  полосы  возбуждения  в  более 
коротковолновую область из положения λмакс=460 нм для образца Y3Аl5O12:Се 
в  положение  λмакс=427,5  нм  для  образца  Y3Аl3Sc2O12:Се.  Максимум  первой 
полосы возбуждения, наоборот, смещается в более длинноволновую область 

из положения с λмакс=340,5 нм для образца состава  Y3Аl5O12:Се в положение с 
λмакс=349  нм  для  Y3Аl3Sc2O12:Се.  При  этом  расстояние  между  максимумами 
полос  возбуждения  уменьшается.  Полуширина  полос  возбуждения  также 
закономерно уменьшается при замещении алюминия на скандий.  В спектрах 
излучения наблюдается аналогичная ситуация: максимум спектра излучения 
смещается  в  коротковолновую  область  из  положения  с  λмакс=540  нм  для 
Y3Аl5O12:Се  в  положение  с    λмакс=520  нм  для  Y3Аl3Sc2O12:Се.  Полуширина 
полос излучения уменьшается.  
   Сравнение  интенсивностей  люминесценции  показывает,  что  сначала 
происходит  увеличение  интенсивности  в  образце  состава  Y3Аl4ScO12:Се
затем уменьшение интенсивности в образце  Y3Аl3Sc2O12:Се.  Были получены 
теоретические  значения параметра решётки аY3Аl5O12  - 12.00 Å, Y3Аl4SсO12 
-12.059 Å, Y3Аl3Sс2O12 -12.124 Å. Авторы  [67]  установили,  что  в  гранатах 
состава  Y3(Аl1-хSсх)5O12  при  х>0,3  в  Y3Аl5-хScхO12  скандий  локализуется  в 
соотношении 2:3 в 
додекаэдрических 
и 
октаэдрических 
узлах. 
Следовательно, при значении х=0,4 скандий замещает алюминий в октаузлах, 
затем  начинается  замещение  иттрия  скандием  в  додекаэдрической  позиции 
граната.  На  рис. 4.6 представлены  рентгенограммы  полученных  образцов.  
Данные  РФА  показывают,  что  при  замещении  алюминия  на  скандий  не 
образуется  однофазный  продукт,  что  не  характерно  для  гранатов, 
полученных  горением.  При  содержании  скандия  в  количестве  х=0,2  на 
рентгенограммах  (рис. 4.6) индексируется  фаза  граната  и  слабые  рефлексы 
фазы  Sc2O3,  затем  при  увеличении  содержания  скандия  наблюдается 
смещение  углов  2θ  в  сторону  меньших  углов  (увеличение  значения  
межплоскостного расстояния d). 
   В  работе [124] выявлено,  что  максимальное  содержание  скандия  в 
галлиевых гранатах  составляет 1,73 мольн.доли (Gd3Ga0,27Sc1,73Ga3O12), затем 
скандий начинает занимать додекаэдрические узлы граната. При вхождении 
скандия в октаузлы средний радиус октаэдра увеличивается r (Sc3+) =0,730 Å 
>  r (Аl3+) =0,53 Å (КЧ=6),  а  при  вхождении    ионов  Sc  в  додекаэдрические 

узлы средний радиус додекаэдра уменьшится r (Sc3+) =0,87 Å < r (Y3+)=1,015 
Å, (КЧ=8) [130]. На основании этого можно сделать вывод, что ионы скандия 
занимают в структуре граната все три катионные подрешётки, что приводит к 
неоднофазности продукта. 
    Наблюдаемые  изменения    в  спектральных  характеристиках  гранатов, 
содержащих  скандий,  свидетельствуют,  что    при  увеличении  содержания 
скандия в ИАГ:Се уменьшается влияние кристаллического поля  на внешние 
оболочки  иона  Се3+.  Сближение  основных  максимумов  в  спектрах 
возбуждения  указывает  на  уменьшение  эффекта  расщепления  состояний  5d 
кристаллическим полем. 
    Таким образом, проведенные исследования позволяют сделать вывод, что  
даже  полученные  методом  горения,  гранаты,  содержащие  скандий  не 
однофазны  по  составу  и  полученные  люминофоры,  как  следствие,  имеют 
низкие светотехнические характеристики.  
 
 
 
 
 
 
 
 


а)
3
2
1
200
300
400
500λ, нм                               
Рис. 4.5 Спектры возбуждения (а) и  излучения (б) люминофоров 
Y3Аl5-хScхO12:Се, полученных методом горения: 1) х=0,1; 2) х=0,2; 3) х=0,3 
3
 
2
 
1
75
70
65
60
55
50
45
40
35
30
25
20
17  
Рис. 4.6.  Рентгенограммы образцов Y3(Аl1-хSсх)5O12: 1) х=0,1; 2) х=0,2;  
3) х=0,3 
 

4.3  Система Y3Аl5O12:Се -Y3Ga5O12:Се 
      Метод  соосаждения  затрудняет  получение  люминофоров,  содержащих 
галлий  в      стехиометрическом  соотношении,  вследствие  различной 
растворимости гидроксидов алюминия и галлия. При использовании метода 
горения  следует  ожидать  равенства  количеств  галлия,  вводимого  в  состав 
реакционной  смеси  и  содержащегося  в  люминофоре.  Объектами 
исследования  были  образцы  состава  (Y0.986Се0.014)3(Аl1-yGay)5O12,  где  y=0; 0,2; 
0,4; 0,6; 0,8; 1.0. В  качестве  горючего  использовали  смесь  глицина  и 
карбамида  в  соотношении 1:1 при  значении  стехиометрического 
коэффициента  Фс,  равном 0,8. Процессы  горения  можно  представить 
следующими уравнениями: 
4Y(NO3)3+ 5CH4N2О+ 4C2H5NО2 → 2Y2O3 + 11,5CO2 + 20H2O + 13N2+ 1.5 C 
4Al(NO3)3 + 5CH4N2О+ 4C2H5NО2→2 Al2O3 +11,5CO2 + 20H2O +  13N2+ 1.5C 
4Gа(NO3)3+ 5CH4N2О+ 4C2H5NО2→2Gа2O3 + 11,5CO2 + 20H2O + 13N2+ 1.5 C 
4Се(NO3)3+ 5CH4N2О+ 4C2H5NО2 → 2Се2O3 + 11,5CO2 + 20H2O + 13N2+ 1.5 C 
3(1-х)Y2O3/2+5(1-y)Al2O3/2+5yGа2O3/2+3хСе2O3→(Y1-хСех
 )3(Аl1-yGay) 5O12 
        Реакцию  горения  проводили  в  кварцевых  тиглях,  накрытых  крышкой  в 
печи  КО-14  при  температуре 600оС  в  течение 15 минут.  Полученные  в 
результате  горения  порошки  люминофоров  растирали  и  прокаливали  при 
температуре 1470оС в воздушной атмосфере. 
       На рис. 4.7 и 4.8 приведены спектры возбуждения и излучения образцов 
состава  (Y0.986Се0.014)3(Аl1-yGay)5O12.  Они  показывают,  что  ступенчатое 
замещение  алюминия  на  галлий  приводит  к  смещению  максимумов  в 
полосах возбуждения и излучения. Максимум наиболее интенсивной полосы 
возбуждения  смещается  в  более  коротковолновую  область:  из  положения  с 
λмакс=460 нм для Y3Аl5O12:Се в положение с  λмакс= 425 нм для Y3АlGa4O12:Се
А  максимум  второй  более  коротковолновой  полосы  прямого  возбуждения 
иона  Се3+,  наоборот,  смещается  в  более  длинноволновую  область  из 
положения  с  λмакс=340  нм  для  Y3Аl5O12:Се    в  положение  с  λмакс= 350 нм  для 
Y3АlGa4O12:Се.  Полуширина  этой  полосы  увеличивается,  и  отношение 

интенсивности 
коротковолновой 
полосы 
к 
интенсивности 
более 
длинноволновой полосы также увеличивается (рис.4.7.) 
           При  возбуждении  светом  с  длиной  волны    λ= 440 нм  в  спектрах 
излучения  наблюдается  аналогичная  закономерность.  Максимум  спектра 
излучения  смещается  из  положения  с  λмакс=545  нм  для  Y3Аl5O12:Се    в 
положение с   λмакс=515 нм для Y3АlGa4O12:Се (рис 4.8). 
           Данные  РФА    (рис 4.9) показывают  наличие  во  всех  образцах  чистой 
фазы  граната  без  содержания  посторонних  фаз.  Представленные  на  рис 4.9 
рентгенограммы  образцов  свидетельствуют,  что  при  замещении    ионов 
алюминия более крупными ионами  галлия наблюдается смещение углов 2θ в 
сторону меньших углов.  
           Значения  параметров  решёток,  рассчитанные  по  данным  РФА 
подчиняются  правилу  Вегарда.    Для  расчёта  параметров  элементарной 
ячейки арасч гранатов использовали эмпирическую зависимость 
арасч = b1+b2rс+b3rа+b4rd+b5rсrа+b6rс rd, 
            Принимая  во  внимание  результаты  работы [40]  расчёт  параметра 
решётки  вели  с  учётом  того,   ионы  галлия  сначала  замещают  алюминий  в 
тетраузлах, а только затем начинают занимать октапозиции. 
При  вхождении  галлия  в  решётку  иттрий-алюминиевого  граната  параметр 
решётки  увеличивается,  т.к.  r  (Ga3+) =0,47 Å > r (Аl3+) =0,39 Å (КЧ=4), r 
(Ga3+) =0,62 Å  > r (Аl3+) =0,53 Å  (КЧ=6).  Это  приводит  к  уменьшению 
влияния кристаллического поля. Из данных таблицы следует, что аэксп<атеор
следовательно 
состав 
полученных 
гранатов 
не 
соответствует 
стехиометрическому.  Как  было  рассмотрено  выше,  данное  несовпадение 
связано  с  образованием  в  структуре  галлиевых  гранатов  вакансий  галлия  в 
октапозиции  [□GaVI].  На  рис 4.10 представлена  кривая  ТСЛ  образца 
Y3Аl3Ga2O12:Се

 
 
 

 
 
40

нм 35

30
 
полос

25
20
15
10

Смещение
люминесценции
5
0

0
20
40
60
80
Содержание галлия в ИАГ, %
 
Рис. 4.7. Зависимость  смещения полос люминесценции в системе 
(Y0.986Се0.014)3(Аl1yGay)5O12 от содержания галлия: □- полоса возбуждения 
(1), ○ - полоса возбуждения (2), ∆- полоса излучения 
 
 
I
123 173
223
273
323
373
423
473
523
573
Т, К 
Рис. 4.8.  Кривая ТСЛ Y3Аl3Ga2O12:Се 
 
 
 
 

 
 
 
4
 
3
  
 
2
 
1
  75
70
65
60
55
50
45
40
35
30
25
20
15 2θ  
 
Рис. 4.9 Рентгенограммы люминофоров состава (Y0.986Се0.014)3(Аl1-yGay)5O12 
 

Таблица 4.2 
Влияние содержания галлия на изменения параметров решётки а в 
твёрдых растворах (Y0.986Се0.014)3(Аl1-yGay)5O12 
 
Формула граната 
Теоретические 
Экспериментальные 
значения а, Å 
значения а, Å,  
Y3Аl5O12 
12.00 12,016 
Y3Аl4GaO12 
12.046 12,043 
Y3Аl3Ga2O12 
12.091 12,069 
Y3Аl2Ga3O12 
12.15 12,144 
Y3АlGa4O12 
12.22 12,177 
Y3Ga5O12 
12.29 12,213 
 
            На кривой обнаружены пики ТЛ с максимумами при температуре 123 
К,  390, 590 К. Сравнение кривых ТСЛ Y3Аl3Ga2O12 и  Y3Аl5O12 показывает, что 
для  галлийсодержащего  граната  нехарактерно  наличие  пиков  ТЛ  в  области 
140-220  К,  в  отличие  от  Y3Аl5O12 . Наиболее  низкотемпературный  пик 
находится при температуре 123 К. Пик 590 К не характерен для чистого ИАГ 
и,  вероятно,  связан  с  вхождением  галлия  в  подрешётку  граната.  Именно 
наличию  катионных  вакансий  галлия  в  октапозиции  и  можно  приписать 
появление глубокого дырочного уровня в ИАГ при введении галлия. 
      Как показывают исследования гранулометрического состава полученных 
образцов,  средний  размер  частиц  образцов,  полученных  методом  горения 
почти  в 4 раза  меньше  среднего  размера  частиц  образцов,  полученных 
методом 
прокаливания 
совместно 
осаждённых 
гидроксидов.             
Соединениям состава Y3Аl5-yGayO12 присущ смешанный изоморфизм типов II 
и ІІІ.  Показано [40], что ионы Ga3+ и Аl3+   в этом  соединении статистически 
занимают  две  кристаллографические  позиции:  октаэдрическую  и 
тетраэдрическую, причём для ионов галлия, несмотря на их больший ионный 
радиус,  более  предпочтительней  оказывается  тетраэдрическая  позиция. 

Объясняется  это  большей  ковалентностью  связей Ga-О  по  сравнению  со 
связями  Аl-О,  а  также  взаимным  отталкиванием  катионов  в  полиэдрах  с 
общими  гранями.  Уменьшение  степени  ковалентности  связей  у  образцов, 
содержащих галлий, должно приводить к изменению силы кристаллического 
поля.    
      Полученные  экспериментальные  данные  позволяют  утверждать,  что 
изменение  характеристик  излучения  ионов  Се3+  в  системе  Y3Аl5-yGayO12:Се 
при увеличении y определяется уменьшением силы кристаллического поля. В 
этой  системе  уменьшается  также  расщепление  наиболее  низкого  дублета  в 
5d-оболочке  иона  Се3+    кристаллическим  полем,  о  чём  свидетельствуют 
сближение  основных  максимумов  в  спектрах  возбуждения  и  уменьшение 
полуширины полос излучения. Сравнение спектров возбуждения образцов с 
одинаковым  содержанием  галлия  в  шихте,  полученных  методами  горения  и 
соосаждения  гидроксидов,  показало,  что  изменение  расстояния  между 
основными  максимумами  возбуждения  больше  у  образцов,  полученных 
методом горения. Это является дополнительным подтверждением, что метод 
горения обеспечивает более полное использование галлия в процессе синтеза 
ИАГГ.   Следовательно,  результаты  эксперимента  свидетельствуют,  что 
метод горения является наиболее оптимальным для получения люминофоров 
со структурой граната для применения в СИД белого цвета свечения. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Выводы к главе 4 
1.  Определена оптимальная температура инициации для синтеза гранатов 
методом горения,  равная 600 оС. 
2.  Установлено,  что  оптимальным  горючим  для  синтеза  гранатных 
соединений  методом  горения  является  смесь  глицина  и  карбамида  в 
соотношении 1:1. 
3.  Результаты исследования зависимости яркости люминесценции,         
     возбуждаемой светом СИД образцов ИАГ:Се с размером частиц 0.4-2.0  
     мкм от размеров частиц и размеров ОКР показали, что определяющим  
     фактором является размер ОКР и количество межблочных границ.     
     Изменение же размера границ в указанном диапазоне сопровождается  
     изменением яркости в незначительном интервале и не превышает 20 %.  
     С ростом температуры отжига в спектре возбуждения наблюдается  
     перераспределение интенсивности полос в пользу коротковолновой    
     области. 
4.  Показано,  что  скандий-содержащие  гранаты  не  подходят  для 
применения в СИД белого цвета свечения из-за неоднофазного состава, 
вследствие  особенности  скандия  размещаться  по  всем  трём 
кристаллографическим позициям гранатов. 
5.  Полученные в результате метода горения галлий-содержащие гранаты 
имеют высокую интенсивность фотолюминесценции при возбуждении 
светом СИД. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

ГЛАВА 5 
 
Исследование влияния примесей редкоземельных элементов на 
люминесценцию церия в ИАГ 
   При исследовании люминесценции немаловажное значение имеет изучение 
влияния  примесей  РЗЭ  на  активатор.  Примесь    РЗЭ  на  люминесценцию 
активатора  оказывает  тушащее    или  сенсибилизирующее  действие.  Процесс 
сенсибилизации  заключается  в  том,  что  поглощение  возбуждения 
происходит в ионе вещества, которое затем передаёт поглощённую энергию 
активатору.  В  литературе  отсутствуют  данные  о  сенсибилизирующем 
действии  ионов  РЗЭ  на  ионы  трёхвалентного  церия.  Схема  энергетических 
уровней иона  церия довольна проста. Сам  церий обладает как тушащим, так 
и  сенсибилизирующим  действием  на  ионы  многих  РЗЭ.  В  работе [110]  
показано, что ион церия может выступать в роли как донора, так и акцептора 
энергии в различных основаниях люминофорах. Как ион-донор он выступает 
для ионов неодима, самария, европия, тербия и иттербия. Как ион-акцептор 
энергии - для ионов европия, тербия. Авторы [132]   исследовали содержание 
РЗЭ в ИАГ методом абсорбционной спектрофотометрии, определив наиболее 
интенсивные  полосы  поглощения  различных  ионов    РЗЭ  в  иттрий-
алюминиевом  гранате.  Для  исследования  влияния  различных  РЗЭ  на 
люминесценцию  церия  в  ИАГ  мы  выбирали  такие  РЗЭ,  у  которых  полосы 
поглощения будут находиться в диапазоне длин волн, меньше 340 нм (первая 
полоса  поглощения  иона  церия  в  ИАГ)  или  же  в  более  длинноволновой 
области.  Предполагая,  что  те  редкоземельные  примеси,  полосы  поглощения 
которых  в  ИАГ  находятся  в  области 230-350 нм,  будут  являться  для  церия 
сенсибилизаторами,  остальные – тушителями.  В  нашей  работе  мы 
исследовали влияние таких РЗЭ как празеодим, самарий, диспрозий, тербий. 
Основываясь на данных, полученных  авторами [132]   мы предполагаем, что 
ионы Tb+3 и Dy+3  будут оказывать сенсибилизирующее действие, а ионы Pr+3 
и Sm+3  тушащее  действие  на  люминесценцию  церия  в  иттрий-алюминиевом 
гранате. Образцы готовили методом горения, ионы РЗЭ вводили в количестве 

1·10-5; 1·10-3; 1·10-2 ат. %. В качестве горючего использовали смесь глицина и 
карбамида  в  соотношении 1:1. Максимальная  температура  прокаливания 
1350 оС.  
    На рис. 5.1, 5.2, 5.3, 5.4. представлены спектры излучения и возбуждения 
полученных образцов.  
    Из  рисунков  видно,  что  самарий  и  празеодим,  как  и  предполагалось, 
оказывают  тушащее  влияние  на  люминесценцию  церия  в  ИАГ.  Начиная  с  
минимальной концентрации 1·10-5 ат. % празеодим уменьшает интенсивность 
люминесценции церия. Вид спектров излучения при этом почти не меняется. 
При  содержании  празеодима 1·10-3  ат. % в  спектрах  излучения  появляется 
узкая  полоса  при 610 нм,  связанная  с  переходом  3Н4-1D2.  При  содержании 
празеодима  1·10-2    ат. % появляется  полоса  при 635 нм.  Аналогичные 
изменения  наблюдаются  и  при  введении  самария.  Интенсивность 
люминесценции  церия  уменьшается  при  содержании  самария 1·10-5  ат.  %. 
При  большем  количестве 1·10-2    ат. %  в  спектрах  излучения  появляются  
узкие  полосы,  расположенные  при 560, 600, 615, 650, 655 нм.  На  рис. 5.5  
представлена  зависимость  изменения  интенсивности  люминесценции  церия 
от  концентрации      самария,  празеодима,  тербия,  диспрозия.  Как  видно  из 
рисунка,  в  отличие  от  люминофоров,  содержащих  ионы  самария  и 
празеодима,  в    люминофорах  с Dy+3  и Tb+3  наблюдается  увеличение 
интенсивности  люминесценции  ионов  Се+3  при  содержании  данных  ионов 
1·10-5  ат.  %. При  дальнейшем  увеличении  содержания  диспрозия  и  тербия 
интенсивность  люминесценции  продолжает  увеличиваться,  причём  в 
большей  степени  для  люминофоров,  содержащих  диспрозий,  чем 
содержащих тербий. При этом спектры излучения и возбуждения имеют вид, 
характерный для активированного церием  иттрий-алюминиевого граната.  


4
3
2
,
λ
отн.ед
100
1
50
500
600
700 λ, нм
 
 
 
 
Рис. 5.1. Спектры излучения образцов ИАГ:Се,Рr: 1) 0; 2) 1·10-5;  
3) 1·103; 4) 1·10-2 ат. % 
 
 
 
 
 
 
 Рис. 5.2. Спектры излучения образцов ИАГ:Се,Sm: 1) 0; 2) 1·10-5; 
3) 1·10-3; 4) 1·10-2 ат. % 
 

 
4
3
2
,
λ
отн.ед
100
1
50
500
600
700
λ, нм
 
 
 
 
Рис. 5.3. Спектры излучения образцов  ИАГ:Се,Dy: 1) 0; 2) 1·10-5; 
3) 1·103; 4) 1·10-2 ат. % 
 
 
 
4
3
2
,
λ
отн.ед
100
1
50
500
600
700
λ, нм
 
 
 
Рис. 5.4. Спектры излучения образцов ИАГ:Се,Tb:  1) 0; 2) 1·10-5; 
3) 1·10-3; 4) 1·10-2 ат. % 

 
 
.% 140
 
130
120

отн

110
100
90
80
70
60
интенсивность
50
40
люминесценции
0
0,00001
0,001
0,01
содержание примесей, ат.%
 
Рис. 5.5. Зависимость изменения интенсивности люминесценции церия 
от концентрации  примесей  в ИАГ: ∆- Sm+3 , □- Рr +3, ◊- Dy+3 ,  ○-Tb+3 
 
 
 
Е•103 см-1
Е•103 см-1
30
30


5/2

5/2
17/2
4G9/2
5Д3


20
3/2
20
3/2
10
10
2F
2F
7/2
7/2
7
6
F6
2F
Н15/2
2F
5/2
0
5/2
Се
Ду
Се
Тв
 
Рис. 5.6 Схема передачи энергии от ионов Dy+3 (а) и Tb+3 (б) к Се3+ в ИАГ 
 
    
 

  Как  видно  из  рис.5.5  наибольшее  тушение  люминесценции  ионов  Се3+ 
наблюдается  в  случае    Рr3+.  Тушение  люминесценции  Се3+  ионами Sm3+    и  
Рr3+    может  быть  объяснено  передачей  энергии  от  иона-  донора  к  иону-
акцептору, например, 
(D) Се3+     2D5/2 → 2F7/2 : (А) Рr3+  1D2←3Н4 
(D) Се3+     2D5/2 → 2F7/2 : (А) Sm3+  4G5/2←6Н5/2 
     Меньшую степень тушения люминесценции церия ионами самария можно 
объяснить  меньшей  возможностью  резонансного  обмена  энергии  между 
данными ионами. 
      Ионы    Dy+3  и Tb+3    оказывают  сенсибилизирующее  действие  на  ионы 
церия в ИАГ (рис. 5.5). Предполагаемый процесс передачи энергии от ионов 
Dy+3 и Tb+3 представлен на рис. 5.6. 
     Как  видно  из  рисунка,  энергия  с  излучательных  уровней Dy+3  и Tb+3 
передаётся    2D3/2  уровню иона Се3+. 
     Следовательно,  полученные  результаты  показали,  что  ионы  тербия  и 
диспрозия выступают для ионов церия в ИАГ как сенсибилизаторы, поэтому 
при  синтезе  ИАГ:Се  для  повышения  интенсивности  люминесценции  в 
качестве  сенсибилизаторов  можно  использовать  диспрозий  и  тербий.  Ионы 
самария  и  празеодима  тушат  люминесценцию  церия,  поэтому  при  синтезе 
люминофоров  ИАГ:Се  необходимо  проверять  сырьё  на  отсутствие  этих 
примесей. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Выводы к главе 5 
  
1.  Установлено,  что  ионы  самария  и  празеодима  являются  тушителями 
люминесценции  церия  в  ИАГ.  Наибольшее  тушение  люминесценции 
ионов Се3+ наблюдается в случае  Рr3+. 
2.  Тушение  люминесценции  Се3+  ионами Sm3+    и    Рr3+    может  быть 
объяснено  передачей  энергии  от  иона-  донора  к  иону-акцептору.     
Меньшая  степень  тушения  люминесценции  церия  ионами  самария  
объясняется  меньшей  возможностью  резонансного  обмена  энергии 
между данными ионами. 
3.  Показано,  что  ионы  диспрозия  и  тербия  выступают  как 
сенсибилизаторы для ионов церия в ИАГ. 
4.  Предложена схема передачи энергии с излучательных уровней Dy+3 и 
Tb+3 на     2D3/2  уровень иона Се3+. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

ГЛАВА 6 
Анализ полученных результатов с позиций кристаллохимии 
      Анализ    полученных  результатов  исследования  невозможно  объяснить 
без учёта кристаллохимических параметров гранатов.  Специальных методов 
исследования  (например,  рентгеноструктурных  измерений,  γ-резонансной  
спектроскопии)  в    нашем  распоряжении  не  было,  поэтому  трактовку 
полученных  экспериментальных  данных  делали  на  основе  результатов 
измерений «а», теоретических расчётов  и анализа результатов, полученных в 
работах  [66,70], где  исследования  проводили  на  монокристаллах, 
выращенных методом Чохральского. 
         Сопоставление  данных  по  спектральным  характеристикам  в 
полученных  системах  гранатов  (табл. 6.1) позволяет  сделать  вывод,  что  в 
системах  Gd3Аl5-хSсхO12,  Y3Аl5-хScхO12,  Y3Аl5-хGaхO12,  Gd3Аl5-хGaхO12  
наблюдаются  аналогичные  изменения  в  спектрах  излучения  и  возбуждения, 
что  объясняется    уменьшением  влияния  кристаллического  поля.  При  этом 
происходит  увеличение  параметра  решётки  и  уменьшение  энергии 
кристаллической  решётки.  Сдвиг      полос  излучения  и  возбуждения  в 
длинноволновую  область  наблюдается    для  систем  Y3-хGdхАl5O12    и  Y3Аl5-х-
уSiхMgуO12,  при  этом  наблюдается    различие  в  изменении    энергии 
кристаллической решётки: в Y3-хGdхАl5O12 – уменьшение Екр.реш, а в и Y3Аl5-х-
уSiхMgуO12 - увеличение  Екр.реш.  Параметр  решётки  в  обеих  системах 
увеличивается.  
       Данные  изменения  можно  объяснить,  принимая  во  внимание 
кристаллохимические  особенности  соединений  со  структурой  граната.  Так 
как  в  структуре  гранатов  наблюдается  взаимное  влияние  полиэдров, 
необходимо  учитывать  изменения,  происходящие  во  всех  полиэдрах,  а 
именно изменение межатомных расстояний.  В структуре граната додекаэдр 
имеет общие рёбра связь О-О с  двумя тетраэдрами, четырьмя октаэдрами и 
четырьмя другими додекаэдрами. 
 

Таблица 6.1 
Характер изменений в гранатах, происходящих при замещении 
элементов 
Система 
Смещение 
Изменение  Изменение  Изменение 
полос 
силы 
параметра 
энергии 
излучения  и  крист.поля  решётки 
крист.реш. 
возбуждения  Dq, см-1 
а, Å  
Екр.реш, 
λмакс, нм 
кДж/моль 
Gd3(Аl2-хSсх)Аl3O12   λмакс← Dq↓ 
 а ↑ 
Екр.реш, ↓ 
Y3(Аl2-хSсх)Аl3O12 
λмакс← Dq 
↓ 
а ↑ 
Екр.реш. ↓ 
Y3Аl5-хGaхO12 
λмакс← Dq 
↓ 
а ↑ 
Екр.реш. ↓ 
Gd3Аl5-хGaхO12   
λмакс← Dq 
↓ 
а ↑ 
Екр.реш. ↓ 
Y3-хGdхАl5O12 
λмакс→ Dq 
↑ 
а ↑ 
Екр.реш. ↓ 
 Y3Аl5-х-уSiхMgуO12 
λмакс→ Dq 
↑ 
а ↑ 
Екр.реш. ↑ 
 
      Исходя  из  того,  что  ионы  активатора  находятся  в  додекаэдрической 
позиции,  а  величина  энергетического  зазора 4f-5d прямо  пропорциональна 
силе  кристаллического  поля,  которая  в  свою  очередь  обратно 
пропорциональна d80, необходимо рассмотреть какая из подрешёток граната 
будет оказывать большее влияние на додекаэдр. 
       На  рис. 6.1 приведена  структура  граната,  где  показаны  межатомные 
расстояния: d40,  d60, d80 -  расстояния  катион-анион  в  тетраэдре,  октаэдре  и 
додекаэдре  соответственно, d48-общее  ребро  тетраэдра  с  додекаэдром,  d68- 
общее  ребро  октаэдра  с  додекаэдром, d41-  свободное  ребро  анион-анион  в 
тетраэдре, d61- свободное ребро анион-анион в октаэдре.  
    
 
 
 
 


 
 
 
 
 
 
 Рис 6.1. Фрагмент кристаллической решётки граната 
       
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

 
     При изменении среднего радиуса в одной позиции, происходит изменение 
межатомных  расстояний  во  всех  трёх  полиэдрах.  Как  было  показано  выше 
все гранаты {A3}[B2](С3)О12 подразделяют на три группы: I группа A=const, 
B=var, C= const; II группа- A=const, B= const, C= var; III группа-  А= var, 
В=const,  С= const.  Данная  классификация  не  совсем  применима  к  нашим 
системам,  так  как  замещение  в  нашем  случае  происходит  в  двух 
подрешётках:  октаэдрической  и  тетраэдрической.  В  выбранных  группах 
соединений при увеличении радиуса замещающего катиона «нормированные 
по  параметру  ячейки»  межатомные  расстояния  изменяются  следующим 
образом [70]:   
            d н
н
40 = -К1d60 +К2 
н
н
             d80 =-К3d60 +К4 для I группы, 
        d н
н
60 =-К5d40 +К6 
            d н
н
80 =-К7d40 +К8  для II группы, 
        d н
н
40 = -К9d80 +К10 
           d н
н
60 = -К11d80 +К12  для III группы соединений. 
Кij- коэффициент подобия. 
        В  случае  ненормированных    межатомных  расстояний  необходимо 
правую  и  левую  части  равенств  умножить  на  параметр  ячейки.  В  таком 
случае  для  каждой  пары  соединений  (или  для  двух  составов  твёрдых 
растворов) получим: 
           d40'= -К1d60'+К2а1           d40''= -К1d60''+К2а2 
d80'= -К3d60'+К4а1        d80''= -К3d60''+К4а2           
если d
'
40''> d40  и      d80'' >d80' , то 
а2-а1>К1/К2(d60''-d60') для тетраэдра (1.1) 
а2-а1>К3/К4(d60''-d60') для додекаэдра (1.2) 
   С учётом этого имеем для I группы соединений
 d60'=-К5d40' +К6а1        d60''=-К5d40''+ К6а2    
       d80'= -К7d40'+К8а1           d80''= -К7d40''+К8а2 

 если    d60''> d60' и      d80'' >d80' , то 
а2-а1>К5/К6(d40''-d40') для октаэдра (2.1) 
а2-а1>К7/К8(d40''-d40') для додекаэдра (2.2)  
 для II группы соединений. 
              d40'= -К9d80'+К10а1           d40''= -К9d80''+К10а2 
 d60'= -К11d80'+К12а1           d60''= -К11d80''+К12а2 
 если    d40''> d40' и      d60'' >d60' , то 
а2-а1>К9/К10(d80''-d80') для тетраэдра (3.1) 
а2-а1>К11/К12(d80''-d80') для октаэдра  (3.2) 
 для III группы соединений. 
К1/К2=2,30; К3/К4= 1,40; К5/К6=2,37; К7/К8=1,67; К9/К10=2,56; К11/К12=1,48.  
     Данные  неравенства  приложимы    к  гранатным  системам,  в  которых 
происходит замещение только в одной из трёх катионных подрешётках. 
Расчёты по данным формулам показывают, что  при замещении  элемента в 
одной    кристаллографической  позиции      происходят  изменения  в  трёх 
катионных  подрешётках  граната.  При  этом  наблюдаются  следующие 
закономерности: при замещении иттрия гадолинием в системе Y3-хGdхАl5O12 с 
увеличением х увеличивается радиус додекаэдрической позиции rVIII: 
rVIII=(3- х)· rVIIIY +х ·rVIIIGd )/3,  rVIIIY =1,015Å, rVIIIGd=1,06Å [130] 
и,  следовательно,  увеличивается  расстояния  d80, d60, d40,  согласно  
уравнениям 3.1 и 3.2. 
   В  системах  Э3(Аl2-хSсх)Аl3O12,  где  Э=Y    или  Gd  с  увеличением  х 
увеличивается радиус октаэдрической позиции rVI : 
rVI=( х·rVISс +(2-х) ·rVI Аl)/2,  rVI =0,730Å, rVI Аl =0,530Å [130],  
и  следовательно,  увеличиваются  расстояние  d80, d60  и  уменьшается 
расстояние    d40,  что  следует  из  неравенств 1.1 и 1.2. Известно,  что  в 
гадолиниевых гранатах содержание скандия выше, чем в иттриевых гранатах 
из-за  большего  радиуса  гадолиния  по  сравнению  с  иттрием,  поэтому 
аналогичные изменения наблюдаются и при замещении алюминия на галлий 
в  октаэдрической  позиции.  При  внедрении  галлия  в  тетраэдры  будет 

увеличиваться  rIV,  так  как  rIVGa  > rIVАl.  При  этом  будут  увеличиваться 
расстояния d80, d60, d40.  Из всего этого следует, что нельзя сделать вывод о 
причине  изменений  спектральных  характеристик  гранатов,  принимая  во 
внимание характер изменений, происходящих только при замещении в одной  
катионной  позиции  граната.  В  работе [66] указывается  о  необходимости 
соотнесения данных неравенств со спектральными характеристиками. 
         Вхождение  скандия  и  галлия    вызывают  уменьшение  силы 
кристаллического  поля,  что  находит  выражение  в  сдвиге  полос 
люминесценции в более коротковолновую область. Скандий при содержании 
до 40% замещает  алюминий  только  в  октаэдрической  позиции,  при 
содержании скандия  свыше 35-40%  может происходить вхождение скандия 
в  додекаэдр.  Маловероятно,  но  возможно  вхождение  скандия  в 
тетраэдрические  узлы  алюминия,  как  наблюдалось  в [124]. Замещение 
алюминия  галлием  идёт  в  двух  позициях:  с  тетраэдрической  и 
октаэдрической  координацией  по  кислороду.  Теоретически  возможно 
вхождение  небольшого  количества  ионов  галлия  в  подрешётку  иттрия  или 
гадолиния.  Следовательно,  можно    заключить,  что      введение  скандия  и  
галлия в решётку граната должно приводить к аналогичным изменениям, что 
и  наблюдается  в  наших  экспериментах.  Введение  галлия  приводит  к  тому, 
что  радиусы  октаэдрической  rVI  и  тетраэдрической  rIV  позиций 
увеличиваются.  Вследствие  чего  увеличиваются  расстояния  d80, d60, d40,  как 
следует  из  неравенств 1.1, 1.2 и 2.1, 2.2. Если  исходить  из  возможности 
замещения галлия и скандия в додекаэдрическом узле, то  из-за уменьшения 
rVIII,  будет  уменьшаться  расстояние  d80.  Таки  образом,  при  введении    в 
структуру  граната  галлия  и  скандия  будут  происходить  аналогичные 
изменения:  увеличение  радиуса  тетраэдра,  увеличение  радиуса  октаэдра, 
уменьшение радиуса додекаэдра. Вследствие этого, на основании неравенств 
1.1, 1.2, 2.1, 2.2, 3.1, 3.2  расстояния  d80  будет  уменьшаться, d60- 
увеличиваться,  d40- увеличиваться. Следовательно, при вхождении в решётку 
граната  иона  с  большим  радиусом,  чем  у  алюминия,  но  меньшим,  чем  у 

атома  в  додекаэдрической  позиции  происходит  уменьшение  межатомного 
расстояния 
d80, 
из-за 
чего 
наблюдается 
уменьшение 
влияния 
кристаллического  поля  на  ионы  Се3+  и,  следовательно,  сдвиг  λмакс 
(возбуждения/излучения) в коротковолновую область спектра. 
       Изменения, происходящие в системе Y3-хGdхАl5O12 можно объяснить, тем, 
что  при  вхождении  гадолиния  радиус  додекаэдрической  позиции 
увеличивается,  как  показано  выше,  но  необходимо  отметить,  что  радиус 
октаэдрической  позиции  также  увеличится  из-за  возможного  вхождения 
ионов  гадолиния  в  октаэдр.  В  этом  случае  расстояния  d80  будет 
увеличиваться, d60- увеличиваться,  d40- уменьшаться, согласно неравенствам 
3.1 и 3.2.  Вследствие чего наблюдается увеличение силы кристаллического 
поля,  что  проявляется  в  длинноволновом  сдвиге  полос  люминесценции  и 
увеличении расстояния между максимумами полос возбуждения. 
    Аналогичные изменения наблюдаются и в системе Y3Аl5-х-уSiхMgуO12, что не 
совсем ясно. Можно проследить некоторую аналогию с галлием и скандием, 
которые  замещают  ионы  алюминия.  Магний  также  имеет  больший  ионный 
радиус  и  встраивается  в  октаэдрические  узлы  граната,  при  этом  как 
показывают  расчёты,  аналогично  Ga  и    увеличивается  радиус 
октаэдрической  позиции,  вследствие  чего  увеличиваются  расстояния  d60  и 
d80,  уменьшается –d40.  Но    в  отличие  от  Ga  и        rIVSi< rIVAl.  Поэтому 
расстояния  d40  уменьшится, d60 – увеличится, d80-  увеличится.  Следствием 
чего  является  усиление  влияния  кристаллического  поля  на    внешние 
оболочки  ионов  Се3+.  В  работе [66] указывается  о  связи  тетраэдров  и 
додекаэдров  между  собой,  поэтому  можно  утверждать,  что  изменение  в 
тетраэдрической позиции оказывает большее влияние, чем в октаэдрической. 
Полученные  экспериментальные  данные  позволяют  утверждать,  что  в 
системе  Y3Аl5-х-уSiхMgуO12  не  происходит  вхождения  ионов  Mg  в 
додекаэдрические  узлы  граната.  Вероятно,  это  связано  с  электронным 
строением  магния  и  тем,  что  он  в  отличие  от    Y,  Ga  и    имеет  заряд +2. 
Электронейтральность    в  этом  случае  обусловлена  одновременным 

присутствием в подрешётке граната  ионов Аl3+, Si4+, Mg2+.  Таким образом, 
представления  о  взаимном  влиянии  полиэдров  в  структуре  граната 
позволяют объяснить изменение спектральных характеристик люминофоров 
при изменении химического состава матрицы.  
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Выводы к главе 6 
1.  На основании взаимосвязи полиэдров в структуре граната обоснованы 
полученные экспериментальные данные. 
2.  Показано,  что  при  вхождении  в  решётку  граната  иона  с  большим 
радиусом,  чем  у  алюминия,  но  меньшим,  чем  у  атома  в 
додекаэдрической  позиции  происходит  уменьшение  межатомного 
расстояния 
d80, 
вследствие 
чего 
уменьшается 
воздействие  
кристаллического поля на ионы Се3+. 
3.  Установлено, 
что 
наибольшее 
влияние 
на 
спектральные 
характеристики  гранатов  оказывает  замещение  элементов  в 
тетраэдрической позиции граната (уменьшение расстояния d40). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Основные выводы 
1.  В результате исследований  изучено влияние качественного (замена 
иттрия  ионами  гадолиния,  алюминия  ионами  галлия,  скандия, 
магния-кремния,  введение  соактиваторов  и  минерализаторов)  и 
количественного  состава  исходной  шихты  и  способов  синтеза 
люминофора  (твёрдофазный  синтез,  метод  совместного  осаждения 
гидроксидов,  метод  горения)  на    светотехнические  характеристики 
ИАГ:Се. 
2.  
Разработана  технология  получения  люминофора  со  структурой 
граната  с  заданными  свойствами  для  применения  их  в  СИД  белого 
цвета свечения.  
3.  Методом горения  получен люминофор с  оптимальным диапазоном 
размеров  частиц    и    высоким    квантовым  выходом.  Определена 
оптимальная  температура  инициации  для  синтеза  гранатов  методом 
горения,  равная 600 оС. Установлено, что оптимальным горючим для 
синтеза  гранатных  соединений  методом  горения  является  смесь 
глицина и карбамида в соотношении 1:1. 
4.  
Разработан  состав  Y3Al5-х-уMgхSiуО12:  Се  с  жёлто-оранжевой 
люминесценцией  без  применения  гадолиния,  что  позволяет 
удешевить  люминофор  и  расширить  область  цветовых  температур 
белого СИД в сравнении с редкоземельным гранатом ГАГ:Се 
5.  Показано,  что  квантовый  выход  фотолюминесценции  ИАГ:Се  при 
возбуждении светом синего СИД практически не зависит от размера 
частиц  и  определяется  размерами  областей  когерентного  рассеяния 
(ОКР).    
6.  Установлено  сенсибилизирующее  действие  ионов Tb3+  и Dy3+  на 
люминесценцию  ионов  Се3+    в  ИАГ  при    возбуждении  светом  в 
диапазоне 430-475 нм. 
7.  На  основании    представлений  о  взаимном  влиянии  полиэдров  в 
структуре 
граната 
 
объяснены 
изменения 
спектральных 
характеристик  люминофоров  при  изменении  химического  состава 
матрицы.  Показано,  что  вследствие  большей  связи  тетраэдров  и 
додекаэдров  между  собой,  замещение  в  тетраэдрической  позиции 
граната  имеет  большее  влияние  на  ионы  активатора,  занимающего 
додекаэдрические  узлы,  чем  замещение    в  узлах  с  октаэдрической 
координацией кислорода. 
 

Список литературы 
 
1.  Берг А., Дин П. Светодиоды. М.: Мир - 1979. - 686 с. 
2.  Lorenz M. R. et al. Preparation and properties of solution-grow epitaxial p-
n- functions in GaР //J.Appl.Phys.,1966. – V.37. - № 11. -  P.4049-4102. 
3.  Грачёв В. М. Высокоэффективные диодные источники красного   
     излучения из GaР //Физика и техника полупроводников, 1968. – Т.2. -   
     №7. - C.1055-1057. 
4.  Lorimor O. G. et al. Very high efficiency GaР green light- emitting diodes 
// J/  Electrochem. Soc.,1975. – V.122. -№ 3. - P.407-412. 
5.  Iwamoto M. et al. Нigh- efficiency GaР green LED's with doube n-LPE 
layers  //Jap. J. Appl. Phys., 1980. - V.19. - № 11. - P.2157-2163. 
6.  Вишневская  В. И. Высокоэффективные светоизлучающие  диоды  
      зелёного и жёлтого свечения на основе жидкофазных GaР p-n-  
      структур//   Электронная техника, 1980. - №6.- С.60-64.  
7.  Алфёров Ж.И. Высокоэффективные светодиоды в красной области   
     спектра на основе гетеропереходов в системе AlAs-GaAs //Физика и    
     техника полупроводников,1972.- Т.6. - №11. - С.2289-2291. 
8.  Галченков Д.В. Гетеросветодиоды красного цвета свечения на основе   
     твёрдых растворов Ga1-хAlхAs с внешним квантовым выходом 4 %   
     //Письма в ЖТФ, 1977. –Т.3. - №15. - С.734-741.  
9.  Коган Л.М. Полупроводниковые светоизлучающие диоды. М.:  
     Энергоатомиздат, 1983. - 208с.  
10.  Nakamura S. et al. Super bright green InGaN single quantum-well-  
     struсture   light emitting diodes //J. Appl. Phys., 1995. - V.34. - №108. -   
            P.1332-1335. 
11.   White  light  LED’s in the spotlinght //Compound semiconductor, 1999. –  
       №1-2. - P.30-32. 
12.   Nakamura S.et al. The blue laser diode: GaN laser light emitters. Berlin:  
       Springer-Verlag, 1997. - 330 p. 

      13.  Keiht M.L., Roy R. //Amer. Mineralogist, 1954. - V.39. - №1-2. - P.1. 
      14.  Warshaw I., Roy R. //J. Amer.Ceram. Soc., 1959. - V.42. - №9. - P.43. 
15.  Торопов Н.А., Бондарь И.А., Галахов Ф.Я., Никогосян Х.С.,  
       Виноградова Н.В. Фазовые равновесия в системе окись иттрия-    
       глинозём // Изв. АН   СССР. Серия химическая, 1964. - №7. -С.1158-  
       1162. 
16.  Соединения  редкоземельных  элементов.  Системы  с  оксидами 
элементов  
             I- III групп /Ред. Л.М. Ковба и  П.А. Арсеньев. Сер. «Химия редких   
             элементов». - М.: Наука, 1983. - 280 с. 
17. Gilleo  M.A.,  Geller  S. Magnetic and crystal graphic properties of 
substituted  
       yttrium-iron garnet 3 Y2O3 - хМ2O3 -(5-х)Fе2O3 //Phys. Rev., - 1958. -   
      V.110. -№1. - P.73-78. 
18. Yoder M.A.,  Keiht M.L. //Amer. Mineralogist, 1951. - V.36. -№5. - 
P.519. 
19.  Глушкова В.Б., Кржижановская В.А., Егорова О.Н., Удалов Ю.П.,  
        Качалова В.П. Взаимодействие оксидов иттрия и алюминия //Изв.  
        АН     СССР. Неорганические материалы, 1983. – Т.19. - №1.- С.95-   
       99. 
20.  Gurtis C.E., Jonson  J.R. //J. Amer.Ceram. Soc., 1957. – V.40. -№1. -P.15. 
21.  Aldred F.U.,White A.E. //Trans. Brit. Ceram. Soc., 1959. - V.58. -№4. –  
       P.199. 
22.  Shneider S. J., Roth R.S., Warind I.L. //J. Res. Nat. Bur. Stand., 1961. –  
       V.65A. - №4. - S.345. 
23.  Тресвятский С.Г., Кушаковский В.И., Белеванцев В.С. //Атомная  
       энергия, 1960. - Т.9. - №9. - С.219-222. 
24.  Будников П.Н., Кушаковский В.И., БелеванцевВ.С. Изучение систем  
       Gd2O3 -Al2O3 и Sm2O3 -Al2O3 // ДАН СССР, 1965. – Т.165. -№5. –  
      С.1075- 1077.   

25.  Портной К.И., Тимофеева Н.И. Синтез и свойства моноалюминатов  
       редкоземельных элементов //Изв. АН СССР. Неорганические  
       материалы, 1965. – Т.1. - №9. - С.1568-1561. 
26.  Mizuno M., Yamada T., Noguchi T. Phase diagram of the system Al2O3- 
       Gd2O3 of high temperatures //J.Ceram.Soc.Jap., 1977. - V.85. - Р.543-548. 
27.  Бондарь И.А., Ширвинская А.К., Попова В.Ф. Термическая  
       устойчивость ортоалюминатов редкоземельных элементов иттриевой  
       подгруппы //Доклады АН СССР, 1979. - Т.249. - №2. - С.1132-1136. 
28. Allibert M., Chatillon C., Mareschal I., Lissalde F //J. Cryst. Growth, 
1974.- V.23. -№4. - P.289-294.  
29.  Бондарь  И.А., Дегтерёва В.Л., Цейтлин П.А. Фазовые равновесия в  
       системе Gd2O3 -Ga2O3 //Журнал неорганической химии, 1988. - Т.33. –  
      №12. - С. 3152-3156. 
30. Nicolas I., Coutures I., Boudot B. //J. Solid State Chem., 1984. - V.52. - 
№2. – P.101. 
31.  Mizuno M., Yamada T. Phase diagram of the system Gа2O3-Gd2O3 of high              
       temperatures //J. Ceram . Soc. Japan., 1985. - V.93. - №11. - P.686. 
32.  Di Guiseppe M.M., Solid S.L., Wender W.M. //J. Cryst. Growth., 1980.-              
      V. 49. - №4. - P.746. 
33.   Brandle C.D., Stenfink H. The crystal structure of Eu4Al2O9 
//Inorg.Chem., 1969. - V.8. - №6. - P.1320-1324. 
34.     Торопов Н.А. Диаграммы состояний силикатных систем. М.: Наука,    
        1965. вып.1. 
      35.   Трофимов А.К., Савинова И.Р. Исследование реакций в твёрдых 
              фазах в системах Y2O3-Ga2O3 и Y2O3-Al2O3 с помощью спектров   
              люминесценции европия //ЖНХ, 1970.- т.15. - №11.- С.2994-2997. 
36.     Ефремов В.А, Захаров Н.Д., Кузьмичёва Г.М., Мухин Б.В. Иттрий- 
             скандий-галлиевый гранат– кристаллическая структура //Журнал   
             неорганической химии, 1993. - Т.38. - №2. - С.220-225. 
37.     Заявка Японии №23353, 1984. 

38.   Yoder H. S., Keith M.L.  //Amer. Mineralogist, 1952. - V.36. -№6. 
              P.1598. 
39.     Леонидов И.А. Химия образования кальций-ванадий-феррограната //  
             Журнал неорганической химии, 1983. – Т.19. - №2. - С.2212-2215.  
40.   Nakatsuka A., Yoshiase A., Yamanaka T. Cation distribution and crystal  
             chemistry of Y3Al5-xGaxO12 (0≤x≤5) garnet solid solution //Acta   
             Crystallogr.B., 1999. V.55. - №3. - P. 266-272. 
41.     Заявка Германии №199511790, 2001. 
42.     Зиновьев С.Ю., Кузьмичёва Г.М., Козликин С.Н. Особенности  
             поведения твёрдых растворов редкоземельных галлиевых гранатов,   
             содержащих скандий //Журнал неорганической химии, 1990. – Т.35. -   
             №9. - С. 2197-2204. 
43.     Петров А.Н., Остроушко А.А. Фазовые превращения,  
             сопровождающие синтез ферро-ванадиевых гранатов // Журнал   
             неорганической химии, 1985. – Т.30. - №10. - С. 2638-2641. 
44.     Нейман А.Я., Ткаченко Е.В., Квичко Л.А., Коток Л.А. Условия и  
             макромеханизм твёрдофазного синтеза алюминатов иттрия //Журнал   
             неорганической химии, 1980. -Т.25. - №9. - С.2340-2345. 
45.   Guo X., Sakurai K.Formation of yttrium аluminium рerovskite and garnet  
              by mechanikal solid-state reaction //Jpn.J.Apl.Phys., 2000. - V.39. - Pt.1. -   
              №3. -Р.1230-1234. 
46.     Патент США №4762639, 1988.       
47.   Ming Chen, Teng-Chen S.C., Yu Chao Jung.  
              Preparation and charakterisation of garnet phospor nanoparticles dеrived   
              from oxalate coprecipitation //Journal of Solid State Chemistry, 1999. –  
             V.144. - P.437-441. 
48.     Глушкова В.Б., Зиновьев С.Ю. Синтез алюмогранатов РЗЭ и иттрия 
             при совместном осаждении гидроксидов //Изв. АН СССР.   
             Неорганические материалы, 1986. – Т.22. - №7. -  С.1219-1222. 
      49.  Патент США №3657140, 1972. 

50.  Tien T.Y., Gibbons E.F., DeLosh R.G. Ce3+activated and some of its solid  
             solutins //J.Electrochem.Soc., 1973. - V.120. - №2. - Р.278-281. 
51.  Чалый В.П., Полянецкая С.П. Условия и механизмы образования  
              галлата-граната иттрия //Украинский химический журнал, 1981. –       
             Т.47. - №9. – С.660-662. 
      52.   Park C.H., Park S.J., Byung-Yong Y.VUV excitation of Y3Al5O12 –Tb  
              phospor prepared by a sol-gel process// J. Mater. Sci, Lett., 2000. - V.19. -   
              №4. - P.335-338. 
53.  C.J. Young, D. Ravichandran, S.M. Beomguist, D. Morton. Alkoxy sol-gel    
       derived Y3-xAl5O12 ·Tbx thin films as efficient cathodoluminescent  
       phospors  //Appl. Phys. Lett., 2001. - V.78. - №24. - P.3800-3802. 
54. Ruan Shen-Kang, Zhou Jian Guo, Zhong Ai-Min Syntesis of Y3Al5O12  -
Eu3+  phospor by sol-gel metod and its luminescence behavior //Journal of 
Alloys  and Compounds, 1998. - V.275-277. - P.72-75. 
55. Vaqueiro Р., Lopez-Quintella М.А. Synthesis of yttrium aluminium garnet 
by the citrate gel process//J. Mater. Chem., 1998. - V.8 - №1. - P.161-163. 
56.  Yan M.T., Huo T.C.D., Ling H.C. Preparation of based рhosphor powders   
        //J.Electrochem.Soc., 1987 - V.134. - №2. - P.493-498.  
57. Shea L.E., McKittrick J., Lopez O.A Syntesis of red- emitting small 
particle size luminescent oxides using an optimized combustion //J. 
Amer.Ceram.  Soc., 1996. - V.79. - №12. - P.3257-3265. 
58. Kingsley J., Suresh К., Patil K.C. Combustion synthesis of fine pаrticle 
rarе еаrt оrtоаluminates аnd yttrium аlumium garnet //J.Solid State Chеm., 
1990. -  V.87. – Р.835-842. 
59.  Вест А. Химия твёрдого тела. Теория и приложения. Часть 1.М.:Мир,   
       1988.- 556 с. 
60.  Морозова  А.П.,  Лукин  Е.  С.,  Ефимовская  Т.В.,  Смоля  А.В., 
Пантелеева    И.Ф.  Синтез  алюмоиттриевого  граната //Стекло  и 
керамика, 1978. - №3.- С.25-27. 
61.  Naka S., Takenaka S., Sekya T., Noola T. //J.Chem. Soc. Japan. Industr.  

       Chem. Sect., 1966. - V.69. - №6. - P.1112. 
62.  К. Ohnо, Т. Аbе. Тhе synthеsis аnd pаrticle-grоwth mесhаnism оf bright   
      grееn phоsphоr: YАG:Tb//Еlесtrосhеm. Sос. 1994.V. 141. №5. 
63. Geller S. Crystal chemistry of the garnets //Z. Kristallographic, 1967. -
V.125. - №1-6. - Р.1-47. 
64.  Мень  А.Н.,  Богданович  М.В.,  Воробьёв  Ю.П.  и  др.  Состав-
дефектность-свойство  твёрдых  фаз.  Метод  кластерных  компонентов. 
- М.: Наука, 1977. - С.88-98. 
65.  Минков Б.И. Влияние ионизирующих излучений на оптические и   
       лазерные свойства монокристаллов ИАГ:Nd. - М.: НИИТЭХИМ,    
       1985. -87 с. 
66.     Кузьмичёва Г.М., Мухин Б.В., Жариков Е.В. Кристаллохимический  
             анализ структурных особенностей гранатов //Перспективные мате-  
             риалы,1997. - №3. - С.41-53. 
67.    Морозова 
Л.Г., 
Феофилов 
П.П. 
Люминесцентное 
и 
рентгеноструктурное  исследование  системы 3Y2O3-(5-х)Ga2O3-хSc2O3  
//Изв.  АН  СССР    Неорганические  материалы, 1968. – Т.4. - №10. – 
С.1738-1743.  
68.     Беляев Л.М., Любутин И.С., Милль Б.В. Катионное распределение в  
              системе гранатов Са3In2SnхGe3-хO12 по данным γ- резонансной   
              спектроскопии // Кристаллография, 1970. – Т.15. - №1. - С. 174-175.  
69.     Недилько О.А. Изоморфное замещение в иттриево-алюминиевом  
              гранате //Украинский химический журнал, 1985. – Т.51. - №9. –  
             С.899- 901. 
70.     Кузьмичёва Г.М, Козликин С.Н. Кристаллохимический анализ  
             образования твёрдых растворов на основе соединений со структурой   
             граната //Журнал неорганической химии, 1989. – Т.34. - №3. - С.576- 
             580. 
71.     Ефиценко П.Ю., Касперович В.С., Кулешов А.А., Чарная Е.В.  
             Исследование порядка в твёрдых растворах YхLu3-хAl5O12 методами   

             ЯМР//Физика твёрдого тела, 1989. – Т.31. - №9. – С.170-173. 
 72.  Stroka B., Hоlst Р., Тоlksdоrf W. Аn empirical formulа for the calculаtiоn 
             оf latticе сonstants оf оxide gаrnets based on substituted yttrium and   
             gadolinium iron garnets // Phillips J. Res., 1978. - V. 33. - №3. -Р.186-202. 
73.   Hirai H., Nаkаzаwа H.// Amer. Mineralogist, 1986. - V.71. -№.11. –  
       P.1210. 
      74.  Takeuchi Y., Haga N. //Proc.Jpn.Acad., 1976. - V.52. -№.3. - P.228. 
 75.  Geller S., Espinosa G.P., Fullmer L.D., Crandale P. Termal expansion of    
         some garnets //Mat. Res. Bull., 1972. - V.7. - №11. - P.1219-1224. 
 76.  Петросян А.Г., Ширинян Г.О. Особенности кристаллизации                
             редкоземельных алюминиевых гранатов из нестехиометрических   
             расплавов //Неорганические материалы, 1993. – Т.29. - №2. - С.258-  
             261. 
 77.  Brown  K.R. Segregation in Yttrium Aluminum garnet: I. Experimental  
             determination //J.Am.Ceram.Soc., 1999. - V.82. - №9. -P.2423-2430. 
      78.  Кузьмичёва Г.М., Козликин С.Н., Жариков Е.В., Калитин С.П., Осико   
             В.В. Точечные дефекты в гадолиний-галлиевом гранате //Журнал         
             неорганической химии, 1988. – Т.33. -№9. - С. 2200-2203. 
79.  Воробьёв Ю.П., Карбань О.В. Дефекты оксидных кристаллов  
      //Журнал  неорганической химии, 2002. – Т.47. - №5. – С.738-747. 
80.   Kitamura R., Miyazawa Y., Mori Y., Kitamura S. // J. Cryst. Growth., 
1983– V.64. - P. 207. 
 81.  Cockayne B., Roslington I.M., Vere A.M. Macroscopic strain in faceted  
             regions of garnet crystal // J. Mat. Sci., 1973. - V.8. - P. 382-384. 
      82.  Зоренко Ю.В., Пашковский М.В., Батенчук М.М., Лимаренко Л.Н., 
             Назар И.В. Антиузельные дефекты в люминесценции   
             кристаллофосфоров со структурой граната //Оптика и спектроскопия,   
             1996. – Т.80. - №5. - С.776-780. 
 83.  Ашуров М.Х., Воронько Ю.К., Осико В.В., Соболь А.А.  
             Спектроскопические исследования структурной неупорядоченности   

             кристаллов гранатов с примесью редкоземельных элементов.  Сб. ст.   
             Спектроскопия кристаллов. Под  ред. Феофилова П. Л. М., 1978. –   
             С.71-83. 
 84.  Воронько Ю.К., Соболь А.А. ЯМР 27Al в смешанных гранатах  
             YхЕr3-хAl 5O12  // Тр. ФИАН, 1977.- Т.98.- С.41-77. 
 85.  Воробьёв Ю.П., Гончаров О.Ю. Дефекты лазерных кристаллов  
             редкоземельных алюмо- и галлогранатов //Неорганические  
             материалы,  1994. -Т.30. - №12. - С.1576-1583. 
86.  Карбань О.В., Иванов С.Н.,Саламатов Е.И., Быстров С.Г.  
Структуные 
особенности 
твёрдых 
растворов 
Y3-хRхAl5O12 
//Неорганические  материалы, 2001. –Т.37. - №7. – С.841-848. 
 87.  Батенчук М.М. Двухфононное ИК-поглощение в монокристаллах  
             А3Gа5O12 (А=Gd, Sm, Nd) и АWO4 (А= Gd, Zn)//Украинский  
             физический  журнал, 1986.-Т.31.-№2.- С.199-205) 
 88.  Kuklja Maija M. Defect in yttrium alumium perovskite аnd garnet crystal: 
             atomistiс study //S.Phys.: Condens.Matter., 2000. - V.12. - №13. - Р.2953-  
             2967. 
 89.  Ильмас Э.Р., Кузнецов А.И. УФ- люминесценция неактивированного  
             ИАГ //Физика твёрдого тела, 1972. - Т.14. - №5. - С.1464-1468. 
 90.  Роозе Н.С., Анисимов Н.А. Люминесценция Y3Al5O12//Оптика и  
             спектроскопия,1975. – Т.38. - №3.- С.627-629. 
91.  Кузнецов А.И., Намозов Б.Р., Мюрк В.В. Релаксированные  
       электронные возбуждения в Al2O3, Y3Al5O12 и  YАlO //Физика    
       твёрдого тела, 1985, -  Т.27.- №10. - С.3030-3037. 
92.  Vakhidov Sh.A., Rokov A.F. Radition stimulated recombinаtion processes  
in Y3Al5O12 crystals //Phys. Stat. Sol.(a)., 1983. - V.80. - №2. - P.175-178. 
93.  Андрийчук А.А., Волженская Л.Г., Захарко Л.М., Зоренко Ю.В.  
             Природа ультрафиолетовой люминесценции монокристаллов        
             гадолиний-галлиевого граната //Физика твёрдого тела, 1987. – Т.29. –  
             №1. - С.232-235. 

 94.  Андрийчук А.А. Автореф. дис. канд. ф.-м. н. Львов, 1982.- 22с. 
95.     Вахидов Ш.А, Есемуратов Б., Ибрагимова Е.М. Тез.докл.XXV  
              совещания по люминесценции (кристаллофосфоры), Львов,1978.-    
             с.189. 
96.     Андрийчук В.А., Волженская Л.Г., Захарко Я.М., Зоренко Ю.В.  
             Влияние структурных  дефектов на люминесценцию и        
             термостимулированные явления в кристаллах Gd3Ga5O12 //Журнал         
             прикладной спектроскопии, 1987. – Т.47. - №3. – с.417-421. 
 97.  Волженская Л.Г., Зоренко Ю.В, Пацаган Н.И., Пашковский М.В.  
             Особенности люминесцентных свойств монокристаллических   
             соединений   Y3Al5O12, полученных из расплава и раствор- расплава   
             //Оптика и спектроскопия, 1987.- Т.63.- №1.- С.135-140. 
 98.  Ельяшевич М.А. Спектры редких земель. - М.:,1953. - 456 с. 
 99.  Blasse G., Bril A., de Mesquita G., de Poorter I.A. Fast phospor for color  
             television //Philips. Techn. Rev., 1971. - V.32. - №5. – P.125-130. 
 100.  R.Lang.//Canad.J.of Research, 1936.-  14А.- Р. 127. 
101. Jorgensen C.H., Pappalardo R., Rittershaus E. //Zeitschr. Fur 
Naturforsch.,  1965. - V.20a. - S.54. 
102. G.Вlasse., A.Brill. Characteristic Luminescence// Phillips Technical 
Review, 1970. -  V.31. - №10. - Р.304-334. 
103.  Каплянский В.А., Медведев В.Н., Феофилов П.Н. //Оптика и    
         спектроскопия, 1963. – Т.14. - №3. - С.664-667. 
      104.  Зоренко Ю.В., Назар И.В., Лимаренко Л.Н. Люминесценция ионов  
               Се3+ в твёрдом растворе Y3Al5O12-Y3Ga5O12 //Оптика и      
                спектроскопия,   1996. - Т.80.- №6. - С.925-928. 
      105.  Патент США №6203726, 2001. 
      106.  Бендерский Л.А., Ведехин А.Ф., Топчиев Г.М. и др. Синтез и  
               люминесцентные свойства твёрдых растворов в системе Y3Al5O12- 
               Се- Gd3Al5O12-Се //Изв.Ан СССР.сер. физ., 1974. - Т.38. - №6. –  
               С.1205-1206. 

      107.  Robertson J.M.,Van Tol M.W., Smits W.H., Heynen J.P.H. Colourshift of   
               the Се3+  emission in monocrystalline epitaxially grown garnet layers   
               //Phillips J.Res.1981. - Vol.36. - №1. - P.15-30. 
108.  Пологрудов В.В., Карнаухов Е.Н., Мартынович Е.Ф. и др. О   
        механизме люминесценции ИАГ, активированного церием //Оптика  
        и спектроскопия, 1985. - Т.59. - №3. - С.677-680. 
      109.  Громов В.В., Карасёва А.Г., Саунин Е.И. Фотостимулированные   
               процессы в монокристаллах алюмоиттриевого граната //Журнал   
               физической химии, 1977. – Т.51. - №1. – С.248-250. 
      110.  Полуэктов Н.С., Ефрюшина Н.П., Гава С.А. Определение     
               микроколичеств лантаноидов по люминесценции  
               кристаллофосфоров. Киев, Наукова думка, 1976.- 216 с. 
      111.  Ермолаев В.П., Бодунов Е.И., Свешникова  Е.Б. и др.    
               Безызлучательный  перенос энергии электронного возбуждения Л:   
               Наука,1977.-  С.52. 
      112.  Анисимов Н.А., Барышев С.А., Гуменюк А.Ф. и др. Энергетический   
               спектр ловушек в Y3Al5O12 //Журн.прикл.спектроскопии.1976.- Т.26.-             
               №4. -С.732-734. 
113.  Горбань И.С., Гуменюк А.Ф., Дегода В.Я., Сизонтова Е.И. О   
        механизме   рентгенолюминесценции Y3Al5O12 //Оптика и   
        спектроскопия, 1987. –  Т.67. - №3. – С.596-600. 
114.  Кеда О.А., Василенко М.В., Викторов Л.В., Обухов В.Т. и др.    
        Дозиметрические и сцинтилляционные свойства кристаллов со   
        структурой граната //Журнал прикладной спектроскопии, 1984. –  
        Т.41.- №5. – С.867-869. 
 115.  Рыскин Н.Н. Рекомбинационная люминесценция монокристаллов  
               галлиевых и алюминиевых гранатов: Диссертация …канд. физ.-  
               мат.наук. Москва, 1991. 157 с. 

115.  Смольская  Л.П.,  Мартынович.  Е.Ф.,  Давыдченко  А.Г.,  Смирнова 
С.А.  Рентгено-  и  термостимулированная  люминесценция  ИАГ 
//Журнал прикладной спектроскопии, 1987. – Т.46. - №1. – С.56-60. 
 117.  Ермаков Г.А., Любченко В.М., Смирнова С.А., Шабалтай А.А  
               Термолюминесценция в кристаллах алюмоиттриевого граната,   
               легированного церием //Изв. АН СССР Неорганические материалы,   
               1988. – Т.24. - №5. – С.814-817. 
 118.  Батыгов С.Х., Воронько Ю.К., Денкер Б.И. и др. Центры окраски в  
               кристаллах Y3Al5O12 //ФТТ, 1972.- Т.14.- №4.- С.977-980.   
      119.  Абдуразаков А., Антонов В.А., Арсеньев П.А.       
               Термостимулированная люминесценция и термостимулированные     
               токи  в монокристаллах иттрий-алюминиевого граната,  
               легированного  неодимом //ЖПС, 1982.- Т.36.- №1.- С.26-30. 
      120.  Горбань И.С., Гуменюк А.Ф., Дегода В.Я., Кучакова Т.А.  
               Термолюминесценция при неоднородном запасании светосуммы в   
               кристаллах ИАГ: Nd3+ //Украинский физический журнал, 1986. –      
               Т.31. - №3. –С.370-372. 
      121.  Гармаш В.М., Ермаков Г.А., Любченко В.М. Исследование  
               термолюминесценции   кристаллов алюмоиттриевого граната,   
               легированного неодимом //Оптика и спектроскопия,1986. – Т.61. -           
               №3.- С.537- 541. 
      122.  Гравер В.Е., Зирап В.Э., Круминьш И.Я., Линда И.Г. Явления   
         аккумуляции    в иттрий-алюминиевых гранатах после β- и γ-   
         облучения //Изв. АН Латв. СССР. Сер. физ. и техн. наук, 1975.-    
          №1.-   С.29-33. 
123.  Сосkayne B. The melt growth оf oxides and related single         
         crystals//J.Cryst.Growth., 1977.- Vol.42.- №1.- Р.413-426.  
      124.  Валбис Я.А., Тале В.Г., Письменный В.А. Влияние изоэлектронных  
              примесей и отклонения от стехиометрии на энергетический спектр       
              центров захвата в иттрий-алюминиевых гранатах: Сб. научных  

              трудов «Электронные процессы в ионных кристаллах»/Рига: ЛГУ,   
             1985.- С.136-145. 
 125.  Bernhardt Hj. Investigation on the termoluminescence оf X-rayed YAG  
               Crystals //Phys.stat.sоl. (а). 1980. - Vol.61. - №2. - Р.357-363. 
 126.  Радиационные эффекты в монокристаллах/Под  ред. Гулямова У.Г.  
               Ташкент: «Фан», 1973.-  С.175-188. 
 127.  Раков А.Ф. Локальные центры и рекомбинационные процессы в  
               кристаллах иттрий-алюминиевого граната: Автореф.      
               дис…канд.физ.-  мат. Наук Ташкент, 1984.- 17 с. 
      128.  Бендерский Л.А. Разработка методов синтеза и изучение         
               люминесцентных свойств некоторых окисных люминофоров,                
               активированных    Се3+ и Eu3+: Диссертация …канд. техн. наук.         
               Ленинград, 1977.- 145 с. 
      129.  Antonov V.A., Arsen'ev Р.А., Linda I.G. Die Untersuchung von  
               Defekten in Yttrium-Aluminium-Grаnаt (YАG) mit den Mеtоdеn dеr                    
               Thеrmоlumineszеnz (TL) und Thermоstrons (TS) //Еxpеrimеntеllе   
               Тесhnik   dеr  Рhysik, 1976. – V.24. - №1. – S.41-50. 
      130.  Shannоn R.D., Prewitt С.Т. Еffесtive Ionic Radii Оxidеs and Fluorides //  
               Асtа Сrystаllоgr., 1969.- V.25.-№ 4.- Р.925-946. 
      131.  Ормонт Б.Ф. Введение в физическую химию и кристаллохимию  
               полупроводников/ Под. ред. В.М. Глазова, М.: Высшая школа, 1982.-             
               528 с. 
 
 
 
 
 
 
 


 

А также другие работы, которые могут Вас заинтересовать

77874. Представительство в гражданском праве 29.5 KB
  Основаниями возникновения правоотношения являются следующие: волеизъявление представляемого о предоставлении полномочия представителю выраженное в договоре или доверенности добровольное представительство. Оно осуществляется на основании договора заключенного в письменной форме и содержащего указания на полномочия представителя а при отсутствии таких указаний – также и доверенности. По содержанию и объему полномочий которыми наделяется представитель различается...
77875. Сроки в гражданском праве 30 KB
  Сроки в гражданском праве Срок определяется периодом времени с указанием на событие которое должно наступить. Сроки представляют собой особую категорию юридических фактов которые не могут быть отнесены ни к событиям ни к действиям. По назначению: сроки возникновения правоотношений. Сроки осуществления гражданских прав: Пресекательные сроки устанавливают пределы существования гражданских прав.
77876. Вещные права в системе гражданских прав 29.5 KB
  Вещные права в системе гражданских прав Вещные права оформляют и закрепляют принадлежность вещей к субъектам правоотношений иначе говоря статику имущественных отношений. Юридическую специфику вещных прав составляет: их абсолютный характер; все вещные права оформляют непосредственное отношение лица к вещи дающее ему возможность использовать соответствующую вещь в своих интересах без участия иных лиц; они защищаются с помощью особых вещноправовых исков; их объектом могут служить только индивидуально определенные вещи а...
77877. Наследование собственности граждан 31 KB
  В субъективном смысле под правом наследования принято понимать право лица быть призванным к наследованию а также его правомочия после принятия наследства. Открытием наследства называется возникновение наследственного правоотношения. Открытие наследства всегда происходит в определенное время и в определенном месте что имеет весьма важное правовое значение. Временем открытия наследства признается день смерти наследодателя а при объявлении его умершим – день вступления в законную силу решения суда об объявлении его умершим.
77878. Принятие наследства 29.5 KB
  Принятие наследства Правила принятия наследства: наследство можно принять только все целиком или отказаться от всего; для приобретения выморочного имущества принятие наследства не требуется; не допускается принятие наследства под условием или с оговорками; каждый наследник приобретает самостоятельно независимо от других; независимо от времени принятия наследства оно считается принадлежащим наследнику со дня открытия наследства. Способы принятии наследства...
77879. Право общей собственности 31.5 KB
  Право общей собственности Общая собственность – имущество находящееся в собственности двух или нескольких лиц. Существует несколько точек зрения определения в праве собственности доли: теория идеальной доли при наличии неделимого имущества деление в уме; теория реальной доли материальная часть целого объекта общей собственности; теория доли в праве собственности. Сособственник имеет долю не в объекте а в праве общей собственности. Общая долевая собственность – в ней определяется доля каждого участника в праве общей...
77880. Гражданско-правовая защита 30 KB
  Обязательственно-правовые способы защиты носят относительный характер и могут иметь объектом любое имущество включая как вещи так и различные права. Если к этому моменту вещи у ответчика не окажется то виндикационный иск к нему предъявлять нельзя ибо исчез сам предмет виндикации. Содержание такого иска – возврат конкретной вещи а не ее замена другой вещью или вещами того же рода и качества.
77881. Авторское право 33 KB
  Авторское право. Функций: признание авторства на произведения науки литературы и искусства; установление режима использования произведений; наделение авторов и иных правообладателей личными и имущественными правами; защита данных прав. Субъекты: создатели произведений; работодатели; правопреемники; другие лица приобретшие права по закону или договору. Права автора: личные неимущественные права: право авторства; право на имя; право на обнародование; право на защиту репутации.
77882. Право на защиту чести, достоинства и деловой репутации 28.5 KB
  Диффамации которое распространяется на разглашение не только ложных но и действительных сведений позорящих честь и достоинство гражданина или юридического лица. Под распространением сведений следует понимать сообщение их различными способами как любому третьему лицу так и нескольким лицам неопределенному кругу лиц. При рассмотрении исков о защите чести и достоинства суду необходимо установить: имело ли место распространение сведений которые оспаривает истец; порочат ли они честь и достоинство истца; соответствуют ли они...