溶胶-凝胶法制备La2Ce2O7:Eu3+及其发光性能 | [PDF全文] |
LED具有发光效率高、使用寿命长、能耗低、无污染、体积小、响应快等优点,已被广泛应用于景观、交通信号、液晶显示、室内外照明等各个领域,被称为21世纪最具价值的新光源[1-3].
就获得白光LED而言,主要存在3种方式. ① 利用紫外光芯片和能被紫外光激发的蓝、绿、红三基色荧光粉组合产生多色光,混合成白光[4]. ② 利用蓝光芯片与可被蓝光有效激发的黄色荧光粉相结合产生的白光. ③ 将已有的红、绿、蓝3种LED按照一定的光强比混合产生白光[5].目前最常见的白光LED的实现方式依然是蓝光芯片+黄色荧光粉的组合,但其依然存在红光缺失、色温较高、显色性差等特点.因此,在此基础上将包括红色荧光粉的2种以上荧光粉来代替黄色荧光粉,从而降低色温、提高显色性.目前商用的红色荧光粉发光强度不高,色纯度较标准红光亦有较大差别.因此,研究高效的能被蓝光LED芯片激发的红色荧光粉是白光LED发展的需要[6].
近年来,人们对铈基复合氧化物的研究逐渐增多. La2Ce2O7稀土铈酸盐是三价稀土氧化物溶于CeO2晶格中形成的固溶体,其具有较为优异的化学稳定性、高温稳定性和机械强度.目前已有报道的稀土铈酸盐有La2Ce2O7[7]、Y2Ce2O7、Gd2Ce2O7[8]、Nd2Ce2O7[9]等,且主要集中于热障涂层应用方面的研究,在发光材料方面的应用报道较少[10]. Shi等[11]用燃烧法制备了Y2Ce2O7:Eu3+,发射强度是同掺杂浓度下CeO2:Eu3+的6.5倍.郭盼盼[12]用燃烧法制备了La2Ce2O7:Eu3+,发射强度是CeO2:Eu3+的3倍.本实验采用溶胶-凝胶法以柠檬酸为络合剂制备La2Ce2O7:Eu3+系列荧光粉,并对样品的晶体结构和发光性质进行研究.
1 实验实验采用的原料为氧化镧(La2O3,99.99 %)、氧化铈(CeO2,99.99%)、氧化铕(Eu2O3,99.99 %)、硝酸(HNO3,优级纯)、一水合柠檬酸(C6H8O7·H2O,分析纯)、双氧水(H2O2,优级纯)、Li2CO3(AR)、Na2CO3(AR)、K2CO3(AR).首先按化学计量比计算出质量并准确称取对应原料,其中一水合柠檬酸与总的阳离子物质的量比为2:1.将La2O3、CeO2和碳酸盐加入到一定量的去离子水中,再分别移入浓硝酸使其溶解(La2O3与碳酸盐中加入浓硝酸的物质的量比分别为1:6与1:2,由于CeO2较难溶解,故加入过量浓硝酸,并加双氧水使其溶解),将一水合柠檬酸溶解于适量去离子水中.将上述溶液相互混合,并在90 ℃水浴锅中持续加热搅拌,使柠檬酸络合混合液中的金属阳离子.随水分的蒸发,样品逐渐开始变为凝胶状,随之将其转入120 ℃的烘箱中放置24 h,待水分完全蒸发,形成干凝胶后,将其取出研磨均匀后放入高温炉中进行煅烧,煅烧温度分别为900 ℃、1 000 ℃、1 100 ℃、1 200 ℃,保温6 h,升温速率5 ℃/min.随炉冷却后即得到La2Ce2O7:xEu3+(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08, 0.1) 和La2Ce2O7:0.1Eu3+, 0.1Z+(Z=Li+、Na+、K+)系列荧光粉.
采用德国布鲁克D8Advance型X射线衍射仪对样品的晶体结构进行分析,辐射源为Cu靶Kα线(λ=0.154 06nm),衍射角度2θ为10°~90°,扫描速率为6 °/min.采用HITACHITM-3030扫描电子显微镜对样品的形貌进行观测,加速电压为15 kV.样品的激发和发射光谱均采用北京卓立汉光FluoroSENS-9000进行测量,激发光源为氙灯,步长为0.5 nm.以上测试均是在室温下进行.
2 分析与讨论图 1所示为La2Ce2O7:0.1Eu3+在不同温度煅烧下的XRD谱.由于La2Ce2O7没有对应的标准卡片,所以将样品的衍射图谱与Y2Ce2O7(JCPDS 09-0286)、La2O3(JCPDS 40-1284)、CeO2(JCPDS 43-1002) 分别进行对比.由图 1可知,在所得样品中不存在La2O3和CeO2的衍射峰,由此可认为原料中的La2O3和CeO2已经完全反应.通过比较样品的衍射峰与CeO2和Y2Ce2O7的PDF卡片可知,La2Ce2O7具有CeO2和Y2Ce2O7相类似的衍射峰,其衍射峰位置向低角度偏移,这说明La2Ce2O7具有CeO2和Y2Ce2O7相类似的结构[7],为La2O3和CeO2的固溶体,且为立方萤石结构.由于La3+的离子半径(r=0.126 nm)较Y3+、Ce4+的离子半径(r=0.11 nm、0.105 nm)大[7],引起晶格膨胀,d值增大,根据布拉格公式(2dsinθ=nλ),d值增大,θ减小,即2θ角减小,故样品的衍射峰向低角度移动.样品的衍射峰出现在2θ角为28°、32.3°、46.3°、54.8°处,分别对应于(111)、(200)、(220) 和(311) 晶面.
由图 1可知,在Eu3+的掺杂浓度达到10 %(摩尔百分比)时,掺杂都不会使得样品的晶体结构发生改变. La2Ce2O7在900 ℃煅烧后就得到纯相,随煅烧温度的不断提高,其衍射峰强度逐渐加强,样品的结晶度越来越高.
图 2所示为La2Ce2O7:Eu3+样品在612 nm监控波长下的激发光谱图. 图 2中没有发现O2--Eu3+电荷迁移带,而在300~425 nm左右存在一个宽带激发峰,这是由于基体内电子吸收能量后发生O2--Ce4+的电荷迁移,这与Eu3+掺杂的CeO2晶体会在300~400 nm处出现的O2-→Ce4+电荷迁移相类似[13].由此可知,在La2Ce2O7:Eu3+中Eu3+仅取代固溶体中Ce4+的格位.位于394 nm和467 nm的窄峰源自于Eu3+的7F0→5L6和7F0→5D2跃迁.其中在蓝光区域的467 nm的激发峰最强,说明在La2Ce2O7基质中的Eu3+能够很好地被467 nm的蓝光激发.
图 3所示为La2Ce2O7:0.1Eu3+样品在不同煅烧温度下的SEM像.从图 3中可以看出,La2Ce2O7:0.1Eu3+样品呈现不规则几何形状,粒度分布不均匀,出现团聚现象.样品随煅烧温度的升高,样品的颗粒逐渐变大,在1 100 ℃和1 200 ℃煅烧后的样品由于煅烧温度的升高,导致晶粒的过度生长.
图 4所示为不同煅烧温度下制备的La2Ce2O7:0.1Eu3+样品在467 nm蓝光激发下的发射光谱图.从图 4中可以看出,在550~700 nm范围内存在580 nm、592 nm、612 nm、628 nm、656 nm,5个发射峰,分别归属于Eu3+的5D0→7F0、5D0→7F1、5D0→7F2和5D0→7F3能级跃迁[14]. 5D0→7F2跃迁存在2个发射峰,分别为612 nm、628 nm,出现这种现象的原因在于7F2态由于晶体场的影响发生能级劈裂,劈裂为4个子能级,从而出现2种发射[15],其中在612 nm处的发射峰最强,样品呈现红色发光. Eu3+可以作为一种表征晶体对称性的手段,当Eu3+处于严格的反演中心格位时,由5D0→7F1跃迁占主导,而当Eu3+处于无反演中心格位时,由5D0→7F2跃迁为主导.由图 4可知,样品的5D0→7F2跃迁发射明显强于5D0→7F1跃迁发射,这说明Eu3+处于无反演中心的晶体格位.
样品的发光强度随煅烧温度的提高先增强后减弱,在1 100 ℃时样品的发光强度最强.出现这种现象可能因为:第1,较高的煅烧温度使材料的结晶程度增加,晶体内缺陷减少,降低无辐射跃迁的概率,从而提高发光强度;第2,由于制备方法采用溶胶-凝胶法,较低的煅烧温度无法完全去除前驱体中的羟基基团(-OH),随煅烧温度的提高,能够有效减少样品表面吸附的羟基基团(-OH),羟基基团(-OH)的减少能有效防止样品发生无辐射跃迁的概率,使样品的发光强度得到提高[16].继续提高样品的煅烧温度,样品的发光强度开始减弱,这可能是因为过高的煅烧温度导致过烧现象,使晶格缺陷增加,提高无辐射跃迁的概率,从而使发光强度降低[6].
图 5所示为不同Eu3+掺杂浓度下La2Ce2O7: Eu3+在467 nm蓝光激发下的发射光谱图.从图 5中可以看出,随Eu3+掺杂浓度的提高,La2Ce2O7:xEu3+的发光强度呈现出先增强后减弱的趋势,当x=0.1时,样品的发光强度最强,样品的量子效率达到37.2 %.原因为在低浓度掺杂时,随掺杂的Eu3+浓度的提高,样品在467 nm的蓝光激发下,分布于5D0能级上的Eu3+浓度增加,提高Eu3+从5D0能级向7Fn(n=0, 1, 2, 3) 能级的辐射跃迁的几率,进而增加样品的发光强度.当Eu3+浓度大于10 %后,随Eu3+掺入量的进一步升高,Eu3+之间的距离变短,更容易发生在Eu3+之间的能量传递,使大部分能量在传递过程中以热振动的形式释放,即无辐射跃迁的概率增大,因此发光强度降低.即发生浓度猝灭现象[17].
根据Dexter的能量共振理论,发光强度与掺杂浓度具有以下关系[18]:
I∝(1+A)/γ[α1-s/3Γ(1+s/3)]
α=c[(1+A)X0/γ]3/sΓ(1-s/3)
其中,I为发光强度,c为掺杂离子浓度,s为电多级级数(当s为3,6,8,10时,所代表的浓度猝灭机制分别为交换相互作用,电偶极-电偶极,电偶极-电四极,电四极-电四极相互作用.),γ是敏化剂的固有跃迁概率, A和X0是常数.分别以lg(I/c)和lg(c)为y轴和x轴做图,如图 6所示.所得直线的斜率k=-s/3=-0.71,s=2.13,与3较为接近.因此推测浓度猝灭的机制是交换相互作用.
图 7所示为样品在467 nm激发下Eu3+的5D0→7F2(612 nm)能级的荧光衰减曲线.通过双指数方程(I=A1exp(-t/τ1)+ A2exp(-t/τ2))拟合后,采用公式(τ=(A1τ12+A2τ22)/(A1τ1+A2τ2))计算得到样品的荧光寿命约为0.49 ms左右.掺杂浓度的改变对于样品荧光寿命的变化影响不大.
由于离子价态的不同,Eu3+取代Ce4+会造成晶格内部电荷不平衡,基质晶格所受应力增大,造成晶体变形,使缺陷增加,无辐射跃迁概率增加,影响样品的发光强度.所以为提高样品的发光强度,掺入不同的电荷补偿离子Li+、Na+、K+与Eu3+共同取代Ce4+,使晶格中的电荷趋于平衡. 图 8所示为La2Ce2O7:Eu3+, Z+(Z=Li+、Na+、K+)样品的XRD谱,从图 8中可以发现Li+、Na+、K+的掺入没有改变晶体的结构. 图 9所示为La2Ce2O7:Eu3+, Z+(Z=Li+、Na+、K+)样品的发射光谱图,从图 9中可以发现,3种电荷补偿剂对于La2Ce2O7:Eu3+的发光均起到增强的效果.其中加入Li+后样品的发光增强最显著[19],样品的量子效率达到44.7 %.这主要是因为8配位的Eu3+、Ce4+、Li+、Na+和K+的离子半径分别为0.115 nm、0.105 nm、0.096 nm、0.124 nm和0.159 nm,Li+的离子半径与Ce4+的离子半径相差最小,所以Li+进入Ce4+的格位最不容易引起晶格的畸变,甚至可以改善Eu3+掺杂造成的晶格膨胀,从而减少晶体内缺陷,降低无辐射跃迁的概率.而Na+、K+拥有比Eu3+更大的离子半径,掺杂虽会平衡晶体内部电荷,但会使晶格膨胀更加严重.
3 结论
采用溶胶-凝胶法合成出La2Ce2O7:Eu3+系列红色荧光粉.样品的主晶相为La2Ce2O7,为La2O3与CeO2的固溶体,属于萤石结构.不同煅烧温度及不同Eu3+浓度掺杂均不会改变La2Ce2O7:Eu3+荧光粉样品的结构.激发光谱存在O2--Ce4+电荷迁移带,说明Eu3+进入晶格占据固溶体中Ce4+格位. La2Ce2O7:Eu3+在波长为467 nm的蓝光激发下,发出612 nm的红光,属于5D0→7F2电偶极跃迁.样品的较优的煅烧温度为1 100 ℃.当Eu3+的掺杂浓度为10 %(摩尔百分比)时,样品的发光强度最高,当Eu3+的掺杂浓度高于10 %(摩尔百分比)时,样品的发光强度逐渐降低,即发生浓度淬灭现象,淬灭机制为交换相互作用.加入电荷补偿剂Li+、Na+、K+能有效提高样品的发光强度且不会改变样品的结构.其中掺杂Li+能够减轻Eu3+掺入后造成的晶格膨胀,发光增强的效果最明显.
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