Ảnh hưởng của quá trình xử lý nhiệt đến các phát xạ Upconversion và NIR của Erbium trong vật liệu gốm thủy tinh Tellurite trong suốt

 suốt. 
Hình 5. Hình ảnh mẫu gốm thủy tinh TAB-515 sau khi xử lý nhiệt tại 515 oC 
trong sáu giờ. 
Hình 6 hiển thị quang phổ phát xạ UC của các mẫu TAB-glass, TAB-456, 
TAB-470, TAB-490, TAB-502, và TAB-515, dưới kích thích của bước sóng laser 980 nm. 
Ngược lại, với cường độ phát xạ UC yếu quan sát được qua mẫu thủy tinh, cường độ phát 
xạ UC của Er3+ tại bước sóng 412 nm (2H9/2→ 4I15/2), 523 nm (2H11/2 → 4I15/2), 548 nm 
(4S3/2 → 4I15/2) và 668 nm (4F9/2 → 4I15/2) trong các mẫu gốm thủy tinh TAB-456, TAB-470, 
TAB-490, TAB-502, và TAB-515 mạnh lên đáng kể sau quá trình xử lý nhiệt. 
Hình 6. Quang phổ phát xạ UC của các mẫu TAB-glass, TAB-456, 
TAB-470, TAB-490, TAB-502 và TAB-515. 
TẠP CHÍ KHOA HỌC ĐẠI HỌC ĐÀ LẠT [CHUYÊN SAN KHOA HỌC TỰ NHIÊN VÀ CÔNG NGHỆ] 
112 
Những lý do góp phần vào sự gia tăng cường độ phát xạ UC của Er3+ sau khi xử 
lý nhiệt: Thứ nhất, trong vật liệu gốm thủy tinh sau khi xử lý nhiệt hoặc chiếu xạ laser, 
các ions Er3+ phân tán vào các tinh thể nano BaF2 (Dan & ctg., 2014) làm cho khoảng 
cách giữa các ions Er3+ trở nên gần hơn dẫn đến cường độ phát xạ UC của các ions RE 
tăng; và Thứ hai, trong gốm thủy tinh TAB, các ions Er3+ đã kết hợp theo kiểu không bắc 
cầu với các O-Si và O-Al (Dan & ctg., 2020) hình thành các O-Al-Er hoặc O-Si-Er góp 
phần làm cho cường độ phát xạ UC tăng lên. 
Hình 7 mô tả quang phổ phát xạ UC của Er3+ trong các mẫu gốm thủy tinh trong 
suốt TAB-6, TAB-10, TAB-14, TAB-18, TAB-22, TAB-26, và TAB-30 khi xử lý nhiệt 
tại 515 °C với thời gian khác nhau dưới kích thích của bước sóng 980 nm LD. Cường độ 
phát xạ UC của Er3+ tại bước sóng 546 nm và 668 nm cũng tăng đáng kể khi thay đổi thời 
gian xử lý nhiệt từ 6 đến 22 giờ. Khi thời gian xử lý nhiệt liên tục đến 26 giờ thì cường 
độ phát xạ UC của Er3+ tại bước sóng 546 nm và 663 nm đã giảm so với khi xử lý nhiệt 
liên tục trong 22 giờ. Khi thời gian xử lý nhiệt liên tục ở 30 giờ thì cường độ phát xạ UC 
tiếp tục giảm. Như vậy, trong nghiên cứu này, mẫu gốm thủy tinh khi xử lý nhiệt tại 515 °C 
liên tục trong 22 giờ tạo ra phát xạ UC của Er3+ tại bước sóng 546 nm và 668 nm đạt giá 
trị tối ưu nhất. 
Hình 7. Quang phổ UC của các mẫu gốm thủy tinh TAB-6, TAB-10, TAB-14, 
TAB-18, TAB-22, TAB-26 và TAB-30 khi xử lý nhiệt thay đổi thời gian. 
Quan hệ giữa cường độ phát xạ UC của Er3+ tại bước sóng 546 nm và 668 nm và 
thời gian xử lý nhiệt của các mẫu gốm thủy tinh được thể hiện trên Hình 8. Sự tăng cường 
độ phát xạ UC của Er3+ tại bước sóng 546 nm cơ bản giống với cường độ phát xạ UC của 
Er3+ tại bước sóng 663 nm. Cường độ phát xạ UC của Er3+ tại cả hai bước sóng này đều 
đạt giá trị tối ưu khi xử lý nhiệt tại 515 oC trong 22 giờ. 
Vũ Hằng Nga, Đoàn Thị Phúc, và Hồ Kim Dân 
113 
Hình 8. Quan hệ giữa cường độ phát xạ UC của Er3+ và thời gian xử lý nhiệt. 
Quang phổ phát xạ NIR của các mẫu TAB-glass, TAB-456, TAB-470, TAB-490, 
TAB-502, và TAB-515, dưới kích thích của bước sóng laser 980 nm được trình bày trên 
Hình 9. Khi nhiệt độ xử lý nhiệt tăng từ 456 oC đến 515 oC thì cường độ phát xạ NIR của 
Er3+ tại bước sóng 1539 nm (4I13/2 → 4I15/2) trong các mẫu gốm thủy tinh TAB-456, 
TAB-470, TAB-490, TAB-502, và TAB-515 cũng tăng lên đáng kể. Cường độ phát xạ 
NIR của Er3+ trong vật liệu gốm thủy tinh tại bước sóng 1539 nm tăng lên khoảng 1.5 lần 
so với khi nhiệt độ xử lý tăng từ 456 oC đến 515 oC. 
Hình 9. Quang phổ phát xạ NIR của các mẫu TAB-glass, TAB-456, TAB-470, 
TAB-490, TAB-502, và TAB-515. 
TẠP CHÍ KHOA HỌC ĐẠI HỌC ĐÀ LẠT [CHUYÊN SAN KHOA HỌC TỰ NHIÊN VÀ CÔNG NGHỆ] 
114 
Để phân tích cơ chế phát xạ UC và NIR của Er3+ trong mẫu gốm thủy tinh TAB 
sử dụng sơ đồ mức năng lượng của Er3+ được trình bày trong Hình 10. Đầu tiên, mức 
năng lượng 4I11/2 chịu kích thích trực tiếp bởi bước sóng 980 nm LD. Tiếp theo, mức năng 
lượng 4I11/2 nhận một photon và chuyển đến trạng thái năng lượng tiếp theo thấp hơn 4F7/2 
với quá trình ESA: 4I11/2 + photon → 4F7/2. Các ions Er3+ chỉ tồn tại ở mức năng lượng 
này trong thời gian ngắn, sau đó nhanh chóng chuyển đến mức năng lượng thấp hơn 4H11/2 
và 4S3/2 (Clegg, 1995; Zhou, Song, Chi, & Qiu, 2009). 
Hình 10. Sơ đồ mức năng lượng, cơ chế phát xạ UC của SATBLEY glass-ceramics. 
Quá trình chuyển tiếp các mức năng lượng từ 4S3/2 → 4I15/2 tạo ra các phát xạ UC 
tại bước sóng 546 nm. Phát xạ UC tại bước sóng 663 nm có nguồn gốc từ chuyển tiếp 
mức năng lượng từ 4F9/2 → 4I15/2. Mức năng lượng tại 4F7/2 và 4F9/2 được tạo ra qua các 
quá trình ESA (Kumar, Rai, & Rai, 2006). 
ESA 1: 4I13/2 + 1 photon → 4F9/2; ESA 2: 4I11/2 + 1 photon → 4F7/2; 
Mức năng lượng 4I13/2 là do quá trình không bức xạ từ mức năng lượng 4I11/2. Phát 
xạ cận hồng ngoại bước sóng tại 1539 nm do chuyển tiếp 4I13/2 → 4I15/2 của Er3+ tạo ra 
(Kumar & ctg., 2006). 
4. KẾT LUẬN 
Trong phạm vi nghiên cứu này, chúng tôi đã tổng hợp thành công vật liệu glass-
ceramics trong suốt có thành phần 55TeO2–15Al2O3–29.5BaF2–0.5ErF3 chứa tinh thể 
nano BaF2. Kích thước của tinh thể nano BaF2 tăng dần từ 17nm đến 5nm với sự gia tăng 
2
H11/2
4
F7/220
15
10
5
0
4
I13/2
4
I15/2
4
I11/2
4
I9/2
4
F9/2
4
S3/2
9
8
0
 n
m
6
6
3
 n
m
E
S
A
 2
Er
3+
5
4
6
 n
m
E
S
A
 1
1
5
3
9
 n
m
Vũ Hằng Nga, Đoàn Thị Phúc, và Hồ Kim Dân 
115 
của nhiệt độ quá trình xử lý nhiệt từ 456 oC đến 515 oC. So với các mẫu thủy tinh nguyên 
thủy chưa qua xử lý nhiệt, cường độ phát xạ UC của Er3+ trong vật liệu gốm thủy tinh tại 
bước sóng 546 nm và 663 nm tăng lên rất mạnh. Cường độ phát xạ UC của Er3+ trong vật 
liệu gốm thủy tinh tại bước sóng 546 nm và 663 nm đạt hiệu quả tối ưu nhất khi xử lý 
nhiệt tại 515 oC trong thời gian liên tục 22 giờ. Cường độ phát xạ NIR của Er3+ trong vật 
liệu gốm thủy tinh tại bước sóng 1539 nm tăng lên khoảng 1.5 lần khi nhiệt độ xử lý tăng 
từ 456 oC đến 515 oC. Các dữ liệu nghiên cứu trong bài báo này sẽ cung cấp những thông 
tin và dữ liệu bổ ích cho việc phát triển các nghiên cứu về ảnh hưởng của nhiệt độ đến 
cường độ phát xạ của các ions RE trên nền vật liệu gốm thủy tinh. Ngoài ra, vật liệu gốm 
thủy tinh trong suốt tổng hợp được trong nghiên cứu này có thể sử dụng cho các ứng dụng 
như khuếch đại sợi quang và pin năng lượng mặt trời. 
LỜI CẢM ƠN 
Nghiên cứu này được tài trợ bởi Quỹ Phát triển khoa học và công nghệ Quốc gia 
(NAFOSTED) trong đề tài mã số: 103.03-2019.56. 
TÀI LIỆU THAM KHẢO 
Cheng, Q., Sui, J. H., & Cai, W. (2012). Enhanced upconversion emission in Yb3+ and Er3+ 
co-doped NaGdF4 nanocrystals by introducing Li
+ ions. Nanoscale, 4, 779-784. 
Clegg, R. M. (1995). Fluorescence resonance energy transfer. Current Opinion in 
Biotechnology, 6(1), 103-110. 
Dan, H. K., Le, D. N., Nguyen, T. H. T., Tra, D. T., Ha, X. V., Nguyen, M. T. ... Qiu, J. 
(2020). Effects of Y3+ the enhancement NIR emission of Bi+-Er3+ co-doped in 
transparent silicate glass-ceramics for Erbium-doped fiber amplifier (EDFA), 
Journal of Luminescence, 219, 1-9. 
Dan, H. K., Zhou, D. C., Wang, R., Hau, T. M., Jiao, Q., Yu, X., & Qiu, J. B. (2013). 
Upconversion of Er3+/Yb3+ co-doped transparent glass-ceramics containing 
Ba2LaF7 nanocrystals. Journal of Rare Earths, 31(9), 843-848. 
Dan, H. K., Zhou, D. C., Wang, R. F., Yu, X., Jiao, Q., Yang, Z. W., Song, Z. G., & Qiu, 
J. B. (2014). Energy transfer and upconversion emission of Er3+/Tb3+/Yb3+ co-
doped transparent glass-ceramics containing Ba2LaF7 nanocrystals under heat 
treatment, Optical Materials. 36, 639-644. 
Kawamoto, Y., Kanno, R., & Qiu, J. B. (1998). Upconversion luminescence of Er3+ in 
transparent SiO2-PbF2-ErF3 glass-ceramics. Journal of Materials Science, 33, 63-67. 
Kumar, K., Rai, S. B., & Rai, D. K. (2006). Upconversion studies in Er3+ doped TeO2-
M2O (M = Li, Na and K) binary glasses. Solid State Communications, 139(7), 
363-369. 
Li, Z., Zhou, D., Yang, Y., Gao, Y., Ren, P., & Qiu, J., (2016). Effects of Li+ ions on the 
enhancement of up-conversion emission in Ho3+-Yb3+ co-doped transparent glass-
ceramics containing Ba2LaF7 nanocrystals. Optical Materials, 60, 277-282. 
TẠP CHÍ KHOA HỌC ĐẠI HỌC ĐÀ LẠT [CHUYÊN SAN KHOA HỌC TỰ NHIÊN VÀ CÔNG NGHỆ] 
116 
Peng, W., Zou, S., Liu, G., Xiao, Q., Meng, J., & Zhang, R. (2011). Combustion synthesis 
and upconversion luminescence of CaSc2O4:Yb
3+, Er3+ nano-powders. Journal 
of Rare Earths, 29(4), 330-334. 
Qiu, J. B., & Song, Z. G. (2008). Nanocrystals precipitation and upconversion 
luminescence in Yb3+-Tm3+ co-doped oxyfluoride glasses. Journal of Rare Earths, 
26, 919-923. 
Uvarov, V., & Popov, I. B. (2007). Metrological characterization of X-ray diffraction 
methods for nanocrystallite size determination. Materials 
Characterization, 58(10), 883-891. 
Xu, C., Ma, M., Yang, L., Zeng, S., & Yang, Q. (2012). Lanthanide doping-facilitated 
growth of ultrasmall monodisperse Ba2LaF7 nanocrystals with excellent 
photoluminescence. Journal of Colloid and Interface Science, 368(1), 49-55. 
Wang, Y., & Ohwaki, J. (1993). New transparent vitroceramics codoped with Er3+ and 
Yb3+ for efficient frequency upconversion. Applied Physics Letters, 63(24), 
3268-3270. 
Wang, F., Han, Y., Lim, C. S., Lu, Y., Wang, J., Xu, J. ... Liu, X. G. (2010). Simultaneous 
phase and size control of upconversion nanocrystals through lanthanide doping. 
Nature, 463, 1061-1065. 
Zhou, D., Song, Z., Chi, G., & Qiu, J. B. (2009). NIR broadband luminescence and energy 
transfer in Er3+-Tm3+ co-doped tellurite glasses. Journal of Alloys and Compounds, 
481, 881-884.