红色长余辉发光材料Ca2Zn4Ti15O36：Pr^3＋的合成和发光性质

分别采用高温固相法和溶胶-凝胶法合成了新型红色长余辉发光材料Ca2Zn4Ti15O36:Pr。高温固相法合成Ca2Zn4Ti15O36需要在1200℃灼96h才能形成纯物相。热重分析曲线和X射线衍射分析结果表明：溶胶-凝胶法制得的前驱体在700℃灼烧12h开始形成Ca2Zn4Ti15O36物相；在1000℃灼烧24h得到Ca2ZnTi15O36纯物相；最佳反应温度为1000℃，激活剂Pr^3 的最佳浓度为0．6mol％，发光强度比高温固相法增强了510％。     

纳米Ca0.8Zn0.2TiO3∶Pr3+, Na+荧光粉的合成和红色发光性质

采用溶胶-凝胶法在较低温度下合成了Ca0.8Zn0.2TiO3∶Pr^3＋,Na^＋纳米荧光粉.金属离子预先分散在溶有柠檬酸的乙二醇溶液中.通过TG-DSC,XRD和SEM对前驱物的分解、晶化和颗粒大小进行了研究.TG-DSC和XRD表明材料的组成随灼烧温度而变化;SEM表明1000 ℃合成材料的粒径在100 nm以下.与高温固相法合成的材料相比,激发光谱主峰发生蓝移,红色发射峰617 nm显著增强.     

新型荧光粉Ca2Zn4Ti16O38∶Pr3+，Na+的合成和红色长余辉性质

采用溶胶-凝胶法合成了Ca2Zn4Ti16O38:Pr3+,Na+荧光粉.通过X-射线衍射和荧光光谱表征样品的物相组成和发光性质.X射线衍射(XRD)分析表明添加适量的H3BO3作助熔剂有利于形成良好的Ca2Zn4Ti16O38晶体结构.荧光光谱表明Ca2Zn4Ti16O38:Pr3+,Na+在可见光区(450～495 nm)呈现Pr3+离子的4f→4f厂特征激发光谱以及613 nm(1D2→3H4)和644 nm(3P0→3F2)特征发射.Ca2Zn4Ti16O38:Pr3+,Na+被可见光(475 nm)激发产生的(3P0→3F2)(644 nm)红色发射呈现出极慢的衰减特性.Ca2Zn4Ti16O38:Pr3+,Na+是一种新型的可见光激发红色长余辉荧光粉.     

红色长余辉荧光粉Ca_2Zn_4Ti_(16)O_(38)∶Pr~(3+)的水热辅助合成及发光性质

采用水热法辅助合成了纯相Ca2Zn4Ti16O38∶Pr3+荧光粉,初始nCa∶nZn∶nTi=2∶4.1∶15,煅烧条件为1 050℃空气气氛烧结5 h。并以X射线衍射、扫描电镜、紫外可见漫反射光谱和荧光光谱表征了样品的物相组成、微观形貌和光谱性质。合成的荧光粉在高温煅烧后仍较好地保持了球形的微观形态,优化的Pr3+掺杂浓度为0.015。Ca2Zn4Ti16O38∶Pr3+荧光粉在471 nm波长激发下发射红光,发射谱通过高斯分峰拟合得到位于605、620和645 nm的3个发射峰,分别对应于Pr3+的1D2→3H4,3P0→3H6和3P0→3F2跃迁。在471 nm波长激发下,Ca2Zn4Ti16O38∶Pr3+的614 nm红光发射表现出超长余辉特性,表明该荧光粉是一种能被可见光有效激发的红色长余辉荧光粉。     

Ca1—xZnxTiO3：Pr^3＋,R^＋（R^＋=Li^＋,Na^＋,K^＋,Rb^＋,Cs^＋,Ag^＋）的合成和发光性质

采用X射线衍射、荧光光谱和热释发光研究了Ca1-xZnxTiO 3∶Pr3+, R+的物相组成和发光性质. Pr3+取代Ca2+形成PrCa ·正电性缺陷发光中心. 激发光谱是峰值位于330 nm附近的宽带谱, 发射光谱是峰值在613 nm半宽度为20 nm的带谱, 对应Pr3+的1D2-3H4跃迁发射. 发光强度和余辉随基质组分Zn/Ca摩尔比和合成温度而变化. Zn2+的最佳含量在10%～20%. X射线衍射研究表明掺入适量的Zn2+物相组成为CaTiO3, Ca2 Zn4Ti15O36和Zn2TiO4. 热释发光曲线表明掺入Zn2+离子后体系中形成了新的缺陷ZnTi″, 且ZnTi″的缺陷陷阱深度大于RCa′.     

溶胶-凝胶法制备YAl3(BO3)4粉末

使用溶胶-凝胶法、XRD与SEM等方法,研究了YAl3(BO3)4的合成参数.相对于固相合成YAl3(BO3)4需要温度1200 ℃才能形成纯相,溶胶-凝胶法当灼烧温度为900 ℃时,YAl3(BO3)4主相已经形成,当温度升至1100 ℃,可制得纯相,其粒径大约为1 μm.但其中存在晶粒大小不均问题,需进一步研究.     

Ca_(1-x)Zn_xTiO_3∶Pr~(3 ),R~ (R~ =Li~ ,Na~ ,K~ ,Rb~ ,Cs~ ,Ag~ )的合成和发光性质

采用X射线衍射、荧光光谱和热释发光研究了Ca1 -xZnxTiO3∶Pr3 ,R 的物相组成和发光性质。Pr3 取代Ca2 形成PrCa·正电性缺陷发光中心。激发光谱是峰值位于 3 3 0nm附近的宽带谱 ,发射光谱是峰值在 613nm半宽度为 2 0nm的带谱 ,对应Pr3 的1 D2 -3H4 跃迁发射。发光强度和余辉随基质组分Zn/Ca摩尔比和合成温度而变化。Zn2 的最佳含量在 10 %～ 2 0 %。X射线衍射研究表明掺入适量的Zn2 物相组成为CaTiO3,Ca2 Zn4 Ti1 5O36 和Zn2 TiO4 。热释发光曲线表明掺入Zn2 离子后体系中形成了新的缺陷ZnTi″ ,且ZnTi″的缺陷陷阱深度大于RCa′。     

锌对CaTiO3∶Pr3+发光亮度和余辉时间的影响

研究了Zn的不同掺入量、不同合成温度对CaTiO3∶Pr3+红色光致发光材料结晶、初试亮度和余辉时间的影响.用X射线衍射确定了材料的物相构成, Zn的掺入没有导致Ca2Zn4Ti15O36相的出现.发射光谱的峰值位于613 nm,对应了Pr3+的1D2-3F4跃迁发射,且受Zn掺入量的影响.激发光谱呈宽带,随Zn掺入量的不同而变化明显.同时, Zn的掺入量的增加可以显著降低材料的合成温度.适量的Zn的掺入,在适当的合成温度条件下,获得了具有高的初始亮度、余辉时间达1 h左右的红色长余辉材料.     

BaCe0.5Zr0.4Y0.1O3-δ粉体的溶胶-凝胶法和高温固相法制备及性能表征

分别通过溶胶-凝胶法和高温固相反应法制备了BaCe0.5Zr0.4Y0.1O3-δ粉体.采用热重-差热分析(TG-DTA),粉末X射线衍射(XRD),扫描电子显微镜(SEM),傅立叶红外衍射(FT-IR),N2吸附-脱附等方法对所制备的粉体进行了表征.结果表明:用溶胶-凝胶法在1200 ℃×10 h可以合成纯的BaCe0.5Zr0.4Y0.1O3-δ粉体,合成温度比传统的高温固相反应法降低400 ℃左右;溶胶-凝胶法合成粉体具有多孔结构特征,与固相法合成粉体相比具有较高的比表面积.但致密化试验表明:溶胶-凝胶法合成粉体与固相法合成粉体相比具有较低的烧结活性.溶胶-凝胶法合成粉体颗粒表面残余的有机基团和颗粒内部的大量微孔将在致密化过程中产生空间位阻,从而影响高温下原子的迁移,阻碍材料的致密化过程.     

Ce_(1-x)Ca_xO_(2-x)的溶胶-凝胶法的合成及其性质

用溶胶 -凝胶法合成了 Ce1-x Cax O2 -x(x=0～ 0 .3 5 )系列固体电解质 ,系统地研究了其晶体结构随Ca O含量的变化关系 .XRD测试表明 ,该体系于 1 60℃即形成萤石结构纯相 .高温 XRD表明 ,从室温至80 0℃ ,Ce1-x Cax O2 -x(x=0～ 0 .3 5 )未出现结构相变 .此法合成温度远低于传统的高温固相合成法和水热合成法的温度 .合成物的颗粒小 ,粒度均匀 .在 1 3 0 0℃即可烧结成高致密度样品 .XPS测试表明 ,掺杂 Ca O后吸附氧浓度明显增大 ,氧空位增多 ,电导率和氧离子迁移数增大 ,改善了 Ce O2 基固体电解质的性能 .     

微波合成对SrAl2O4:Eu2+, Dy3+晶相和铕的价态的影响

为了在较低温度下合成性能优良的SrAl2O4：Eu^2＋,Dy^3＋（SAO—ED）发光材料,采用溶胶-凝胶-微波法在900℃烧结30min合成SAO—ED发光材料。产品的发光性能优于传统高温固相法1400℃烧结3h制备的产品。根据Henderson和Taylor提出的公式对SrAl2O4的XRD数据进行了量化,计算出单斜晶系（M）和六方晶系的比例;结果表明,溶胶-凝胶-微波法制备的产品中只有单斜晶系存在,而高温固相法制备的产品中有六方晶系存在,六方晶系不发光。另外,产品采用XANES表征了Eu离子存在的价态,发现溶胶一凝胶微波法制备的产品中残留的Eu^3＋的比例远低于传统高温固相法制备的产品。以上两种原因导致了产品的发光性能优于高温固相法制备的产品。     

溶胶-凝胶法合成Li_4SiO_4

Li4SiO4具有有利于离子传导的结构,为锂离子导体理想的基质材料[1].在硅酸盐体系中,硅的聚合态很复杂,难以得到纯相,鉴于固相法操作简单,在已有的文献中,合成方法多为固相法,但固相法不易保证成份的准确性、均匀性且合成温度较高.溶胶-凝胶法是近几年来发展起来的湿化学合成方法,用此法合成离子导体具有纯度高、均匀性好、颗粒小、反应过程易于控制等优点[2],而通常的溶胶-凝胶法是用金属醇盐与有机盐为前驱物,这样成本较高,且易造成污染.本文用金属醇盐及无机盐为前驱物,用溶胶-凝胶法合成了Li4SiO4纯相,并同一般固相法相比较,对合成的…     

BaAl12O19:Tb荧光粉的制备及发光性能的研究

以柠檬酸为络合剂,采用溶胶-凝胶法合成BaAl12O19:Tb荧光粉,通过X射线衍射(XRD)和荧光分光光度计对荧光粉的晶体结构和荧光性能进行检测.XRD分析结果表明:采用溶胶-凝胶制备工艺合成BaAl12O19:Tb),在1300℃可以得到BaAl12O19纯相,掺杂浓度在0.5%～5mol%Tb3 均可取代Ba2 得到纯相的Ba1-xAl12O19:Tbx.样品在240 nm波长激发下,有380,415,440,489,543,585和621nm的一系列窄带发射峰,属于Tb3 的5D3-7Fi(i=6,5,4)和5D4-7Fi(j=6,5,4,3)跃迁发射.其中以位于543 nm波长发射峰最强,489nm波长峰次之,其他均较弱.经1300℃晶化2 h,Tb3 的掺杂浓度为2mol%时,得到的荧光粉体发光强度最好.     

Tb4O7纯度对Tb3Al5O12发光性质的影响

采用溶胶－凝胶法用不同纯度的Tb4O7在非还原气氛下合成了Tb3Al5O12，并研究了最佳合成条件，电子能谱以及发光性质，结果表明：Tb3Al5O12最佳合成时间应不超过3h，最佳合成温度不超过900℃，提高Tb4O7的纯度，Tb3Al5O12中Tb^3 的发光明显增强。     

银掺杂对CdFe2 O4电导和气敏性能的影响

用溶胶-凝胶法制备了CdFe2O4及其掺银纳米粉,并对其制备条件、物相组成、微结构、电导和气敏性能作了系统研究.结果表明: 350℃下预烧2 h进一步除尽残存柠檬酸的凝胶粉于800℃下热处理2 h可得纯相掺银纳米粉Cd1-xAgxFe2O4(0 ≤x≤0.04); 电导测量显示,该材料呈表面电阻控制的n型半导体导电行为,由于AgCd×电离出的空穴h对材料中导带自由电子的湮灭,使得掺银固溶体的导电性远小于同温下的纯相CdFe2O4; Cd0.98Ag0.02Fe2O4纳米粉制作的元件在330℃下对45 μmol/L C2H5OH的灵敏度为相同浓度干扰气体Petrol的11倍多.有望开发为一类新型C2H5OH信息敏感材料.     

绿色荧光体CaSe2O4:Ce3+的共沉淀合成与表征

以草酸为沉淀剂,用共沉淀法合成前驱体粉末,然后将前驱体粉末在5%H2+95%N2的还原气氛下煅烧,得到发光性能良好的CaSe2O4:Ce3+荧光粉.应用X射线粉末衍射(XRD)、荧光光谱(FS)、综合热分析(TC-DSC)和扫描电镜(SEM)等测试手段对前驱物及煅烧后的粉体进行表征.结果表明:烧结温度于800℃以上时,都町以得到正交结构的纯相CaSc2O4:Ce3+荧光体;其最大激发和发射波长分别在450和510 nm,与高温固相法所得产品的发射波长相同.荧光粉优化的合成条件为:Ce3+的最件掺杂浓度为1%(摩尔分数),最佳煅烧条件为1100℃煅烧6 h.最佳煅烧温度较传统的高温固相法(1600℃)低了约500℃,所得产品的发光强度接近高温固相法的产品.     

溶胶-凝胶法制备的纳米PrOy-ZrO2固溶体的表层和体相结构

用改进的柠檬酸溶胶-凝胶法制备了纳米PrOy-ZrO2固溶体. 采用XRD, Raman和TEM等技术对纳米PrOy-ZrO2进行了表征. 结果表明, 改进的柠檬酸溶胶-凝胶法制备的PrOy-ZrO2固溶体于650 ℃焙烧后晶粒大小在5~10 nm之间; 于950 ℃焙烧(Pr>16%)后晶粒大小在20 nm左右. Pr能有效地使ZrO2稳定在四方或立方晶相. 随Pr含量的增加, PrOy-ZrO2固溶体的物相结构从单斜相逐步向四方和立方相转变. XRD和Raman得到的物相结构的差别表明, PrOy-ZrO2固溶体表层和体相结构存在不一致性, 随Pr含量增加, 体相逐步按照m→t→c的物相转变, 表层按照m→t→t"的物相转变. 表层更易生成低对称性和无序结构.     

CaWO4-YNbO4固溶体的Pechini溶胶-凝胶法合成及其发光性能

利用Pechini溶胶-凝胶法成功地合成了一系列CaWO4 - YNbO4固溶体Ca1-xYxW1-xNbxO4(1),其结构和性能经XRD,IR,SEM,PL等表征.结果表明,在NbO43-的掺杂量(x)为25％,于800℃焙烧2h的条件下合成的1最佳.W-O电荷迁移跃迁随着x的增加发生明显的蓝移,其荧光强度降低.     

SrAl_2O_4∶Eu~(2 ),Dy~(3 )纳米长余辉发光材料的制备与表征

采用溶胶鄄凝胶法制备了SrAl2O4∶Eu2 ,Dy3 纳米长余辉发光材料,研究了pH值、反应温度和络合剂等对溶胶鄄凝胶形成的影响,研究了灼烧温度对SrAl2O4∶Eu2 ,Dy3 晶相、颗粒尺度和发光性能的影响。利用XRD,SEM,光谱分析等手段对产物进行了结构和性能分析。实验结果表明,在800℃时SrAl2O4晶相开始形成但没有发光,而在1100℃烧结的样品则具有很好的发光性能。样品平均晶粒尺寸随灼烧温度升高而增加,平均晶粒尺寸为20~40nm。样品的激发光谱是峰值在240,330,378和425nm的连续宽带谱,发光光谱是峰值在523nm的宽带谱,与SrAl2O4∶Eu2 ,Dy3 粗晶材料相比,发光光谱发生了“红移”现象。样品的热释光峰值位于157℃,与SrAl2O4∶Eu2 ,Dy3 粗晶材料相比,峰值向低温移动了13℃。     

A位取代对(Ca0.61Nd0.26)TiO3陶瓷烧结特性和介电性能的影响

采用常规固相反应法,以(Ca0.61Nd0.26)TiO3体系为基体成分,研究了A位取代对(Ca0.61Nd0.26)TiO3陶瓷的烧结特性和介电性能的影响规律。结果表明:Zn,Mg的A位取代,促使(Ca0.61Nd0.26)TiO3陶瓷烧结温度从1350℃降至1250℃。Zn,Mg在一定范围内A位取代(Ca0.61Nd0.26)TiO3中的Ca可形成钙钛矿结构的固溶体,Zn、Mg最大固溶度(x(Zn),y(Mg))分别不超过0.1和0.15mol。当取代量超过固溶度后,分别形成Ca2Zn4Ti15O36和MgTi2O5第二相。随Zn和Mg取代量的增加,陶瓷介电常数(εr)和谐振频率温度系数(τf)减小。陶瓷品质因数(Qf)值随Zn取代量先增后减,而随Mg取代量增加,其Qf值一直增大。Zn,Mg最佳取代分别为x(Zn)=0.15和y(Mg)=0.25,在1250℃烧结2h,[(Ca0.85Zn0.15)0.61Nd0.26]TiO3的介电性能:εr=93.60,Qf=12454GHz,τf= 150.3ppm·℃-1,[(Ca0.75Mg0.25)0.61Nd0.26]TiO3的介电性能:εr=72.48,Qf=14622GHz,τf= 108ppm·℃-1。