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  1. Oct 2020
    1. n order to determine optical bandgap, the Tauc relation-ship is used as follows [24]:ahv=Ahv−Egn,3whereais absorption coefficienta=−107lnT/t,Aisa constant,his Planck’s constant,vis photon frequency,Egis optical bandgap, andnis 1/2 for allowed direct semi-conductor bandgap. The bandgap energy of ZnS thinfilmwas estimated by plottingahv2againsthvas in Figure 10;

      En orden de determinar band gap óptico, la relación de Tauc fue usado como sigue:

    2. The low reflectance and high transmittance at the visibleregion emphasize the importance of using ZnS thinfilms forsolar cell applications

      Una baja reflectividad y una alta transmitancia en la región visible enfatiza la importancia de usar películas delgas de ZnS para sus aplicaciones solares.

    3. he extinction coefficient could be calculated using therelation:k=αλ/4π. Figure 15 shows the variation of extinc-tion coefficient as a function of wavelength; it shows a

      El coeficiente de extinción podría ser calculado usando la relación: (ecuación). La figura 15 muestra la variación del coeficiente extinción como una función de la longitud de onda; esto muestra un agudo/fuerte incremento en la región ultravioleta debido a la alta absorbancia fotones incidentes cerca del band gap.

    4. The graphs of ground state confinement energy againstsize (radius) for zinc sulfide nanoparticles in Figure 14 showthe dependence of confinement on the size of quantum dots.The result shows that ground state confinement energy is

      Las graficas de la energía de confinamiento en su estado fundamental en contra del tamaño (radio) por nanopartículas de sulfato de zinc en la Figura 14 muestran la dependencia de confinamiento en el tamaño de los puntos quánticos. El resultado muestra que el estado fundamental de energía en confinamiento es inversamente proporciona al tamaño (radio). Por lo tanto, cuando uno incrementa su radio (tamaño) la energía de confinamiento decrece pero nunca llega a cero. Eso es, el energía mas baja posible para el punto quántica de muestra no es cero. El confinamiento comienza cuando el radio del punto cuántico de muestra es comparable o del orden del radio exciton de Bohr.

    5. 2.1. Reaction Mechanism.The fundamental CBD growthmechanism involves mass transport of reactants, adsorption,surface diffusion, reaction, nucleation, and growth. TheZnS-NP thinfilms can be prepared by decomposition of

      2.1. Mecanismos de reacción. El mecanismo fundamental de crecimiento de CBD involucra el transporte de masa de los reactantes, adsorción, difusión de superficie, reacción, nucleación y crecimiento. Las películas delgadas de ZnS-NPS pueden ser preparadas por descomposición de Tiourea [SC (NH₂) ₂].(con S como el ión fuente) en una solución alkaina conteniendo un sulfato de Zinc y ammonia como un agente quelante que permite controlar la concentración Zn. El proceso de deposición esta basado en la lenta liberación de iones Zn y S en la solución, que entonces condensa en un base ion-por-ion en el sustrato que es propiamente montado en una solución de reacción. La deposición de una delgada película de ZnS ocurre cuando el producto iónico de Zn(+2) y los iones S (2-) exceden la producto de solubilidad de ZnS. El mecanismo de reacción para la deposición de la pelicula delgada (ZnS) es dada como sigue:

    6. Figure 9 shows the decreasing optical transmit-tance at the visible region with increasingfilm thickness(increasing immersion time)

      La figura 9 muestra el decrecimiento de las transmitancia óptica en la región visible con un incremento del grosor de la película (incrementando el tiempo de inmersión).

    7. It has been found that Urbach’s energy increases withtime of deposition. This is probably due to increasing struc-tural disorders and defects in preparedfilms

      Ha sido encontrado que la energía de Urbach con el tiempo de deposición. Esto es probablemente debido al incremento de los desordenes estructurales y los defectos en las películas preparadas.

    8. For many amorphous and crystalline semiconductors,an exponential dependence of absorption coefficientα<104cm−1may take Urbach’s empirical formula [28]:av=a0exphv/EU,wherea0is a constant andEU(Urbachenergy) is an energy characterizing the degree of disorderintroduced from defects and grain boundaries; also, it is inter-preted as the width of the tail of localized states associated withthe amorphous states in forbidden band. Figure 12 representsthe logarithm of absorption coefficient as function of thephoton energy at different deposition times 20, 30, 40, and50 min. The value ofEUis calculated from the inverse slopeof the linear part of curves and also listed in Table 3

      Para muchos semiconductores amorfos y cristalinos, una dependencia exponencial del coeficiente de absorción puede tomar la formula empírica de Urbach [28]:

      donde es una constante y (la energía de Urbach) es una energía caracterizada por el grado de desorden introducido de defectos y los limites de grano; también es interpretado como el amplio de la cos estados localizados de la cola asociados con los estados amorfos en la banda prohibida. La figura 12 representa el logaritmo del coeficiente absorción como una función del fotón de energía a diferentes tiempos de deposición (20,30,40 y 50 min). El valor de la energía de Urbach es calculado desde la pendiente inversa de la parte linear de las las curvas y también enlistado en la Tabla 3.

    9. In Figure11, we have reported the variation of bandgapenergy as a function of diameters of deposited ZnS-NPs. Itis noticed the increment of the energy gap with decreasinggrain size; this is due to the quantum size effect whereas theenergy levels are confined to potential wells of small dimen-sion. The distance between energy levels increases as thecrystal size becomes smaller [27].

      En la figura 11, hemos reportado la variación de la energía del band gap como una función de los diámetros de deposición del ZnS-NPS. Se puede notar el incremento de energía band gap con la decreció del tamaño de grano; esto es debido al efecto de tamaño cuántico mientras que los niveles de energía son confinados a pozos potenciales de pequeña dimensión. La distancia entre los niveles de energía incrementan mientras el tamaño del cristal se vuelve más pequeño [22].

    10. The variation of bandgap energy (Eg) and Urbach energy(EU) of ZnS thinfilms with deposition times is shown inFigure 13. TheEgvalues of ZnSfilms decrease with increas-ing deposition time which is due to the agglomeration ofthe ZnS-NPs. The minimum value ofEUobtained at 20 minindicates a very weak absorption tail due to minimizeddefects and impurities which improves the transparencyand optical conductivity of thefilm coated at that time.

      La variación de la energía del band gap y de Urbach de las películas delgadas de ZnS con tiempos de deposición es mostrado en la figura 13. La valores del energía band gap de las películas ZnS decrecían con el incremento del tiempo de deposición lo cual es debido a la aglomeración de las ZnS-NPS. El valor mínimo de la energía de Urbach obtenido a 20 min indica una muy débil cola de absorción debido los defectos minimizados e impurezas que mejoran la transparencia y la conductividad óptica en el revestimiento de la pelicula en ese momento.

    11. Zinc sulfide is one of the most important II-VI semiconduc-tor materials due to its distinct electrical and optical proper-ties. Zinc sulfide nanoparticles (ZnS-NPs) with wide bandgap(3.5-3.8 eV) have recently received intensive attention to beused in many applications [1] such as antimicrobial activity[2, 3], electroluminescence devices, photonic devices [4],fieldemission devices [5], sensors [6, 7], and applications in infra-red windows [8] and lasers [9, 10]. A variety of physical andchemical methods have been used to synthesize ZnS-NPssuch as thermal evaporation [11], sputtering [12], spraypyrolysis [13], chemical vapor deposition [14], molecularbeam epitaxy [15], pulsed laser deposition [16], microwave[17, 18], wet chemistry processes [19, 20], sonochemical

      El sulfuro de Zinc es uno de los más importantes materiales semi-conductores II-VI debido a sus distintivas propiedades eléctricas y ópticas. Las nanopartículas del sulfuro de Zinc (ZnS-NPS) con un amplio band gap (3.5-3.8 eV) recientemente han recibido una intensiva atención por ser usadas en muchas aplicaciones [1] tales como actividades anti microbios [2,3], dispositivos electro-lumiscentes, dispositivos fotónicos [4], dispositivos de emisión de campo [5], sensores [6,7] y aplicaciones en ventanas infrarrojas [8] y láseres [9, 10]. Una variedad de métodos químicos y físicos han sido utilizados para sintetizar ZnS-NPS tales como evaporación termal [11], pulverización catódica [12], pirolisis por spray [13], deposición química de vapor [14], Crecimiento epitaxial por haces moleculares [15], la deposición por laser pulsado [16], microondas [17, 18] procesos químicos húmedos [19.20], preparación somóquimica [21], y síntesis verde- Entre los diversos métodos, el baño químico por deposición (CBD) es el más comúnmente usado por su simplicidad, bajo costo y revestimiento de grandes areas del semiconductor con una buena calidad y una alta pureza de películas delgadas. El principal objetivo del presente trabajo es estudiar la influencia del baño de temperatura y el tiempo de deposición en la superficie topográfica y las propiedades ópticas de películas delgadas de ZnS-NP.

  2. Sep 2020
    1. MgO translucent ceramics doped with different concentrations of Tb (0.01, 0.05, 0.1, 0.5%) were preparedby the Spark Plasma Sintering (SPS) method. Further, the optical, scintillation, dosimeter properties ofwere evaluated systematically. In the photoluminescence (PL) and scintillation spectra, sharp emissionpeaks due to the 4f-4f transitions of Tb3þwere observed. In the PL and scintillation decay curves, thedecay time constants were a few ms which were on a typical order of the 4f-4f transitions of Tb3þ. Thethermally-stimulated luminescence (TSL) glow curves exhibited glow peaks around 80, 160C after X rayirradiation of 10 mGy. The intensity of TSL peak at 160C exhibited a linear response against X-ray doseover a dose range of 0.1e10 mGy. The optically-stimulated luminescence (OSL) under 590 nm stimulationexhibited strong emissions due to Tb3þaround 385e550 nm after X-ray irradiation. As in TSL, the in-tensity of OSL peak showed a linear response to X-ray dose, and the dynamic range confirmed was 0.1e1000 mGy

      Cerámicos translucidos MgO dopados con diferentes concentraciones de Tb fueron preparadas por el método SPS. Además, las propiedades ópticas, de centelleo y dosimétricas fueron evaluadas sistemáticamente. En la PL y el espectro de centelleo, los agudos picos de emisión debido a las transiciones 2f-4f de Tb(3+) fueron observados. En en las curvas de decaimiento de PL y centelleo, las constantes de tiempo de decaimiento dieron unos pocos ms los cuales estuvieron en un típico orden para las transmisiones 4f-4f del Tb. Las cuervas de crecimiento de luminiscencia térmicamente estimulada (TSL) exhibieron picos de crecimiento por alrededor de 80°C, 160°C después de ser expuestos a rayos X de 10 mGy. La intensidad del pico TSL a 160°C exhibió una respuesta linear contra los rayos X dosis sobre dosis en un rango de 0.1-10 mGy. La luminiscencia ópticamente estimulada (OSL) bajo la estimulación de 590 nm exhibió fuertes emisiones debido al Tb 83+) alrededor de 385-550 nm después de ser expuesta a los rayos x. Como en TSL, la intensidad de los picos de OSL mostraron una respuesta linear a la dosis de rayos X, y un rango dinámico confirmado de 0.1-1000 mGy.

    2. Previously, it has been reported that MgO:Tb ceramics shownotable OSL properties with a dynamic range of 0.1e10,000 mGy[6,22]. However, dosimeter properties of MgO:Tb translucent ce-ramics fabricated by the SPS method have not been investigatedyet. In this study, MgO translucent ceramics doped with Tb ion(0.005, 0.01, 0.05 and 0.1%) were fabricated by the SPS method.After the synthesis, in-line transmittance spectra of non-dopedMgO and obtained MgO:Tb ceramics were compared. Further, thephotoluminescence (PL) and scintillation spectra and their decaytime profiles were characterized. As dosimeter applications, TSLand OSL were also demonstrated.

      Previamente se ha reportado que cerámicos MgO:Tb muestran notables propiedades OSL con un rango dinámico de 0.1 - 10,000 mGy. Sin embargo, las propiedades dosimétricas de los cerámicos translucidos fabricados por el método de SPS no han sido todavía investigados. En este estudio, ceramios translucidos de MgO dopados con ion Tb a (0.004, 0.01, 0.05 y 0.1) fueron fabricados por el método SPS.

      Después de la síntesis, el espectro de transmitancia de MgO no dopado y de cerámicos obtenidos de MgO:Tb fueron comparados. Además, la PL y el espectro de de centelleo y sus perfiles de tiempo de decaimiento fueron caracterizados. Como aplicaciones dosimétricas, TSL y OSL también fueron demostradas.

    3. ceramics. The glow curves were measured after the samples wereirradiated with X-rays (10 mGy). Mainly two TSL glow peaks wereobserved at 80 and 160C.Table 1summarizes maximum peaktemperatures, activation energies and frequency factors. The acti-vation energies and frequency factors were derived by numericalapproximations assuming thefirst-order kinetics. The details canbe found elsewhere[36]. The values of maximum peak tempera-tures and activation energies were almost the same regardless ofthe concentration of Tb. The results suggested that the origins oftrapping centers for TSL are ascribed to the MgO host. Moreover,the values of frequency factors suggest that a primary cause of TSLwas the tunneling effect for the TSL peak at 80C and the thermalionization for the TSL peaks at 160 and 190C. In addition, the TSLintensity of MgO:0.1%Tb was the highest among the samples. Theenhancement of TSL signal by Tb-doping can be associated with ageneration of defect centers responsible for TSL while the decreasein MgO:0.5%Tb can be due to concentration quenching. Thus, theoptimum concentration to yield the highest TSL sensitivity is ~0.1%.

      La figura 7 muestra curvas de crecimiento de TSL de las muestras de cerámicos. Dichas curvas fueron medidas después de que las muestras fueran expuestas a rayos X (10 mGy). Principalmente fueron dos picos de crecimiento de TSL los que fueron observados a 80 y 160°C.

      La Tabla 1 resume los picos máximos de temperatura, las energías de activación y los factores de frecuencia. Las energías de activación y los factores de frecuencia fueron derivados por aproximaciones numéricas asumiendo la cinética de primer orden. Los detalles pueden ser encontrados en otra parte. Los valores máximos de temperatura y las energías de activación fueron casi las mimas sin importar su concentración de Tb. Los resultados sugieren que los orígenes de los centros de atrapamiento para TSL son atribuidos al MgO anfitrión. Además, los valores de los factores de frecuencia sugieren que una causa primaria de TSL fue el efecto túnel para el pico TSL a 80°C y la ionización térmica para os picos de 160 y 190°C. En adición , la intensidad TSL de MgO: 0.1%Tb fue la mayor entre las muestras. La mejora de la señal de TSL por dopaje de Tb puede ser asociada con una generación de centros defectos responsables por TSL mientras que un decrecimiento en MgO:%0.5Tb puede deberse a la concentración de apagamiento. Así que, la concentración optima para obtener la máxima sensibilidad de TSL es aproximadamente de -0.1%.

    4. shows PL decay time profiles of MgO:Tb ceramics. Theexcitation wavelength was 340 nm while the emission wavelengthmonitored during the measurements was 385 nm (5D3/7F6). Eachdecay curve was approximated by afirst-order exponential decay

      La figura 4 muestra los perfiles de decaimiento por PL de los cerámicos MgO:Tb. La excitación de la longitud de onda fue de 340 nm mientras que cada emisión de longitud de onda monitoreada durante las mediciones fue de 385 nm. Cada curva de decaimiento fue aproximada para una función exponencial de decaimiento, en la cual las constantes de tiempo para PL fueron derivadas como: 2.7 ms, 2.2 ms, 1.5 ms y 1.1. ms. estos tiempos de decaimiento fueron típicos para las transiciones 4f-4f del Tb(3+) basado en estudios pasados. El tiempo de decaimiento se volvió más rápido con e incremento de concentración de Tb. Este comportamiento es típicamente observado debido a la concentración de apagamiento, que también fue sugerido para la intensidad de PL.

    5. shows X-ray induced scintillation decay profiles ofMgO:Tb ceramics. Each decay curve was approximated by afirst-order exponential decay function. The scintillation decay timeconstants derived were 1.1 ms (0.01%Tb), 1.1 ms (0.05%Tb), 1.1 ms(0.1%Tb) and 1.1 ms (0.5%Tb). The values are typical for the 4f-4ftransitions of Tb3þ[26e30]. The decay time constants of scintilla-tion due to the transitions of Tb3þwas shorter than those observedin PL (Fig. 4) and other Tb doped materials reported in the paststudies[22,27e30]. In general, scintillation decay time is longerthan PL decay time since the scintillation process involves addi-tional energy migration processes[31]. In the present case, a typicalinterpretation is that competitions between the energy transferand quenching of excited states are taken place, which case shorterdecay time in scintillation than PL[32e35]. In the PL, only electronsof the 4f orbitals of Tb3þare excited, and interactions of excitedelectrons can be neglected. On the other hand, in the scintillation,many secondary electrons are generated within a typical scale of10e100 nm for each incident X-ray photon, so interactions of theseenergetic free electrons cannot be neglected. In the present mate-rials, the quenching processes due to the interactions of the exitedsecondary electrons should be dominant. This is because thedependence of the PL intensity on the Tb concentration was notconsistent with that of scintillation intensity as well as the PL decaytimes were longer than scintillation decay times.

      La Figura 6 muestra los perfiles de decaimiento POR centelleo inducido por rayos X de cerámicos de MgO:Tb. Cada cuerva de decaimiento fue aproximada por una función exponencial de decaimiento de primer orden. Las constantes del tiempo decaimiento de centello derivadas fueron 1.1 ms para todas las muestras cerámicas. Los valores son típicos para las transiciones 4f-4f de Tb(3+). Las constantes de tiempo de decaimiento de centelleo debidas a las transiciones de Tb(3+) fueron más cortas que aqullas observadas en PL y otros materiales reportados que fueron dopados con Tb en pasados estudios. En general, el tiempo de decaimiento por centello es más largo que el tiempo de decaimiento por PL ya que el proceso de centelleo involucra energía adicional en el proceso de migración. En el presente caso, una interpretación típica es que competencias entre la transferencia de energía y el apagamiento de estados en excitados están siendo llevados a cabo, lo que causa un tiempo de decaimiento menor en centelleo a comparación del obtenido por PL. En PL, únicamente electrones en los orbitales 4f de TB (3+) son excitados y las interacciones de electrones excitados pueden ser ignorados. Por otra parte, en el centelleo muchos electrones secundario son generados entre una típica escala de 10-100 nm por cada fotón incidente de rayos X, así que las interacciones de estos electrones libres no pueden ser ignorados. En los materiales presentes, el proceso de apagamiento debido a las interacciones de electrones secundarios excitados debería ser dominante. Esto es porque la dependencia de la intensidad de PL en la concentración de Tb no fue consistente con la intensidad de centello así como también los tiempos de decaimiento de PL fueron más largos que los tiempos de decaimiento de centelleo.

    6. hows X-ray induced scintillation spectra of non-dopedMgO and MgO:Tb ceramics. In the spectra, several sharp peakswere confirmed over the wavelengths of 350e650 nm for MgO:Tbceramics. The origins of these emission peaks were attributed to the4f-4f transitions of Tb3þas indicated inFig. 5, based on the paststudies[22,27e29]. The scintillation intensity was almost the sameamong the prepared MgO:Tb ceramic samples, and this result wasnot consistent with the PL intensity

      La Figura 5 muestra el espectro de centelleo inducido por rayos X de las muestras cerámicas. En el espectro, varios picos puntiagudos fueron confirmados sobre longitudes de onda de 350-650 nm para cerámicos MgO:Tb. Los orígenes de estos picos de emisión fueron atribuidos a las transiciones 4f-4f del Tb(+3) como se indico en la Figura 3, basados en estudios pasados. La intensidad de centelleo fue casi la misma entre las muestra cerámicas preparadas de MgO:Tb, lo que no es consistente con la intensidad de Pl.

    7. shows PL spectra of non-doped MgO and MgO:Tb ceramicsunder excitation wavelength of 280 nm. Several emission peakswere observed over the wavelengths of 350e650 nm for MgO:Tbceramics. The origins of these peaks were attributed to the 4f-4ftransitions of Tb3þbased on the past studies. Each transition isindicated inFig. 3 [22,27e29]. Among the ceramic samples pre-pared, the intensity of MgO:Tb 0.01% was the highest. The PL in-tensity decreased with increasing the concentration of Tb, and thereason was considered to be due to the concentration quenching.On the other hand, the non-doped MgO did not show measurablesignal.

      La Fig 3 muestra el espectro PL del los cerámicos MgO y los MgO: Tb bajo la excitación de una longitud de onda de 280 nm. Varios de los picos de emisión fueron observados sobre longitudes de onda de 350-650 nm para los ceramicos de MgO:Tb. Los origenes de estos picos fueron atribuidos a las transiciones 4f-4f del Tb(3+) basados en estudios pasados. Cada transicón es indicada en la Fig. . Entre las muestras ceramicas prepardas, la intensidad del MgO: Tb a una concentración de 0.01% fue la más alta. La intensidad de la PL decreció con el incremento de la concentración de Tb, y la razón fue considerada que era debido a la concentración de apagamiento, Por otra parte, el MgO no muetsra ninguna señal medible.

    8. shows in-line transmittance spectra of the non-dopedMgO and MgO:Tb ceramic samples. The transmittance decreasedwith increasing the concentration of Tb over the wavelengths of200e2700 nm. The transmittance was close to zero at and shorterwavelengths than 200 nm for all the samples. The latter wavelengthwas longer than the wavelength corresponding to the band gapenergy of MgO (~7.8 eV¼159 nm)

      La Fig.2 muestra el espectro de transmitancia en-linea de las muestras cerámicas de MgO no dopado y de MgO:Tb.

      La transmitancia decrece con un incremento de la concentración de Tb sobre la longitud de onda de 200-2700 nm. La transmitancia era cercana a cero y más las longitudes de onda menores de 200 nm para todas las muestras. La ultima longitud de onda era más larga que la longitud de onda correspondiente a la banda de energía de MgO ( 7.8 eV- 159 nm).

    9. shows a photograph of non-doped MgO and MgO:Tbceramic samples with different concentrations of Tb under roomlight. The thickness of the samples was about 1.1 mm after pol-ishing. On one hand, the stripe pattern on the back of non-dopedMgO, MgO:0.01%Tb and MgO:0.05%Tb can be seen through. Onthe other hand, MgO:0.1%Tb and MgO:0.5%Tb were not translucent.

      La Fig 1 muestra una fotografía de muestras cerámicas de MgO no dopado y de MgO:Tb con diferentes concentraciones de Tb bajo la luz de una habitación. El grosor de las muestras es de aproximadamente 1.1. mm después de haber sido pulidos. Por otra parte, el patrón de tiras en el fondo del MgO no dopado con una concentración de Tb de 0% , 0.01% y 0.05% puede verse. Por otra parte, el MgO con una concentración de Tb de 0.1% y de 0.5% no es transparente.

    10. In this study, we focused on MgO ceramic doped with Tb as apotential dosimeter material. MgO ceramics have excellent thermaland mechanical properties with a high melting point (2800C). Upto now, MgO ceramics doped with several different transition andrare earth elements have been studied for dosimeters[17e21]

      En este estudio, nos enfocamos en el cerámico de MgO dopado con Tb como un potencial material dosimétrico. . Los cerámicos de MgO tienen excelentes propiedades térmicas y mecánicas con un alto punto de fusión (2800°C). Hasta ahora, los cerámicos de MgO dopados con varios diferentes transiciones y elementos de tierras raras han sido estudiados para dosímetros.

    11. Recently, fabrication of optically transparent ceramics has beendeveloped with the advancement of ceramic fabrication techniquesespecially in the laserfield. In general, optically transparent ce-ramics are fabricated by hot-isostatic pressing or vacuum sinteringat very high temperatures using ultrapure powders. Owing to thehigh sinterability of nanocrystalline powers with the rapid densi-fication rates of spark plasma sintering (SPS), the SPS technique hasbeen widely promoted as a novel method for the fabrication oftransparent polycrystalline oxides[8]. In general, the SPS is per-formed in a highly reductive atmosphere; therefore, oxygen va-cancies are effectively created, and the dosimeter properties areexpected to be enhanced. In our previous studies, many kinds oftransparent ceramics were fabricated by the SPS method in order toenhance dosimeter properties of the ceramics[9e16].

      Recientemente, la fabricación de cerámicos ópticamente transparentes ha sido desarrollada con los avances en las técnicas de fabricación de cerámicos, especialmente en el campo del estudio de los láseres. En general, los cerámicos ópticamente transparentes son fabricados por prensado isostático en caliente o por sinterización al vacío a muy altas temperaturas utilizando polvos ultrapuros. Debido a la alta sinterización de los polvos nano cristalinos con el ritmo de densificación de la sinterización por plasma de chispa (SPS), la técnica de SPS ha sido ampliamente promovida como un método novedoso para la fabricación de óxidos policristalinos transparentes. En general, el SPS es llevado a cabo en una atmosfera altamente reductiva; por lo que, las vacancias de oxígeno son efectivamente creadas y las propiedades del dosímetro se esperan que sean mejoradas. En nuestros previos estudios, muchos tipos de cerámicos transparentes son fabricados por el método SPS en orden de mejorar las propiedades dosimétricas de los cerámicos.

    12. ecently, OSL has been developed for one of alternativemethods for TSL. OSL have several advantages over TSL for radiationdosimetry. The nature of optical readout process does not involveproblems of blackbody radiation and thermal quenching which areunavoidable during TSL readout. In addition, a precise delivery ofstimulation light enables multiple readings with the same precisionand with minimal depletion of traps. The use of OSL for radiationdosimetry wasfirst suggested by Antonov-Romanovskii[7]. Afterthat, many kinds of materials such as Al2O3:C, MgO:Tb, NaMgF3:Euand Mg2SiO4:Tb have been developed for OSL dosimetry

      Recientemente, OSL ha sido desarrollado para uno de los métodos alternativos para TSL. OSL tiene varias ventajas sobre la dosimetría de radiación por TSL. La naturaleza de el proceso óptico de lectura no involucra problemas de radiación de cuerpo negro y apagamiento térmico que son inevitables durante las lecturas de TSL. En adición, una entrega precisa de una luz estimulada permite múltiples lecturas con la misma precisión y con un reducción mínima de trampas.

    13. Dosimeters store and accumulate incidentradiation energy in a form of carrier trapping at localized centers.The absorbed energy can be read out as a form of photon emissionsby external stimulation, which de-capture the trapped chargesfollowed by recombination. When the stimulation is light, theresultant light emission is so-called optically-stimulated lumines-cence (OSL), whereas emitted light stimulated by heat is so-calledthermally-stimulated luminescence (TSL). The use of TSL for radi-ation dosimetry has been established for many decades. Up to now,many kinds of TSL materials such as Li2B4O7:Cu, Mg2SiO4:Tb,CaSO4:Dy and CaSO4:Tm, and LiF:Mg, Cu, P have been developed[6].

      Los dosímetros almacenan y acumulan energía radiactiva incidente en una forma de atrapamiento en centros localizados. La energía absorbida puede ser entendida como una forma de emisiones de fotón por una estimulación externa, que captura de nuevo las cargas atrapadas seguidas por recombinación. Cuando la estimulación es luz, la resultante luz de emisión es la tan llamada "luminiscencia ópticamente estimulada" (OSL) mientras que la luz estimulada por calor es la llamada "luminiscencia térmicamente-estimulada" (TSL). El uso de TSL para la dosimetría de radiación ha sido establecida por muchas décadas. Hasta ahora, muchos tipos de materiales TSL tales como LI2B4O7:Cu, Mg2SiO4:Tb, CaSO4:Dy y CaSO4:Tm y LiF:Mg, Cu, P han sido desarrollados [6].

    14. Dosimeters are required invarious applications of radiation detection, such as personnelmonitoring[1e3], environmental dosimetry[4]and retrospectiveaccidental dosimetry[5].

      Dosímetros son requeridos en varias aplicaciones de detección de radiación, tales como monitoreo de personal 1-3], dosimetría ambiental [4] y dosimetría retrospectiva accidental [5].

    15. Dosimeters have been used for decades to determine radiationdose, energy and spatial distribution

      Dosímetros han sido usados por décadas para determinar la dosis de radiación, la energía y la distribución espacial.