红光-近红外发光卤化物闪烁晶体研究现状

杨洁男， 闻学敏， 魏钦华*， 刘冬冬， 成双良， 吴云涛*， 秦来顺

(1. 中国计量大学 材料与化学学院， 浙江 杭州 310018；2. 中国科学院上海硅酸盐研究所 人工晶体研究中心， 上海 201899)

1 引 言

闪烁探测器是一种将高能射线或高能粒子转换成低能光子(紫外、可见或红外)的探测装置，被广泛应用于核医学成像、国土安全、深空深海探索、高能物理等领域[1-3]。多数应用领域都要求闪烁探测器具有优异的能量分辨率——即有效甄别放射性核素。闪烁探测器主要由闪烁体和光电探测器两部分构成。为实现探测器的高能量分辨率，除闪烁体本身需要拥有高闪烁效率和能量分辨率外，光电探测器也必须具有高量子效率，同时与闪烁体的发光波长良好地匹配。高能量分辨率闪烁体和高量子效率光电探测器均是目前核辐射探测领域的前沿研究热点。

目前光电探测器主要有三种：光电倍增管(Photomultiplier tube，PMT)、雪崩光电二极管(Avalanche photodiode，APD)和硅光电倍增管(Silicon photomultiplier,Si-PM)。PMT一般在400 nm左右量子效率最高，约30%左右； 而APD和Si-PM在600～700 nm左右量子效率最高，分别约为90%和40%。目前商用闪烁晶体的发光波长一般位于350～600 nm之间[4-6]，例如，NaI∶Tl(410 nm)[7]、CsI∶Tl(550 nm)[8]、LYSO∶Ce(420 nm)[9]以及LaBr3∶Ce (380 nm)[10]。这些发光波长与商用PMT的探测敏感区[11-12]有着良好的匹配，但PMT的QE普遍在20%左右，即使超级双碱阴极光电倍增管最高QE也仅为35%。相比之下，APD和Si-PM则拥有更高的QE，明显高于PMT。对长波敏感的APD的QE可以达到80%～90%，优化后可至98%，Si-PM的QE可以达到40%。此外，APD和Si-PM还拥有高信噪比(SNR)、时间响应快、磁场不敏感、价格低、体积小等优点[13-15]。可见光的波长范围为380～760 nm，红光的波长范围为620～760 nm，近红外区又划分为近红外短波(780～1 100 nm)和近红外长波(1 100～2 526 nm)，而APD、Si-PM在红光范围内拥有最高的量子效率。因此，与传统商用闪烁晶体耦合PMT的探测器相比，将具有长波发射(红光-近红外发光)的闪烁晶体与高QE的APD或Si-PM耦合，将极大地提高闪烁探测器的能量分辨率，并且有效减小探测器体积，成为实现高灵敏、高能量分辨、便携式辐射探测器的理想解决方案之一。

近年来随着高探测效率和长波敏感的硅基光探测器的快速发展，将发射波长的探测灵敏区从过去的400 nm 进一步扩展到 600～1 000 nm 范围,而与之相匹配的具有高效快衰减红光和近红外光发射特征的闪烁材料，正成为未来新型闪烁材料研究的重要方向，但尚处于起步阶段[16]。本文综述了红光-近红外发光卤化物闪烁晶体的发展历程、闪烁性能、Eu2+-Sm2+能量传递和选择原则，并试图从闪烁晶体的制备和探测器发展的角度阐述红光-近红外发光闪烁体的未来发展方向。

2 红光-近红外闪烁晶体发展历程

早在上世纪60年代，就报道了KI∶Sm2+、SrCl2∶Sm2+、BaF2∶Sm2+等[17-19]材料的红光-近红外发光。本世纪初，SrZnCl4∶Sm2+、SrCl2∶Sm2+、BaCl2∶Sm2+、LaBr3∶Pr3+等红光-近红外发光晶体相继被报道[20-24]，发射波长位于660～750 nm之间，其中LaBr3∶Pr3+晶体与APD耦合后，在137Cs源激发下662 keV处的能量分辨率为3.2%，但它们大部分光产额较低或衰减时间长。通常能谱闪烁探测器的衰减时间要求在皮秒到几个微秒之间。因此，都不适合伽马能谱探测。随后，经过固溶组分调整的Ba1-xLaxCl2+x∶Sm2+、Ba0.3Sr0.7Cl2∶Sm2+、BaFCl∶Sm2+、SrFBr∶Sm2+等材料陆续被报道[25-27]，但性能提升有限。如Ba0.3Sr0.7Cl2∶Sm2+晶体，其室温发射波长位于680 nm，相对光产额为22 000 photons/MeV，但其衰减时间为30 μs，仍未达到能谱闪烁探测使用要求[27-28]。

最近几年，掺Sm2+的新基质晶体得到了进一步研究。2014年制备了CaF2∶Sm晶体[29]，当掺杂浓度为0.1%的Sm时，其发射波长位于725 nm，室温光产额约为6 000 photons/MeV，衰减时间提高到了纳秒级，分别为60 ns和870 ns，快慢分量很可能分别来源于Sm2+直接复合发光和Sm2+以非辐射能量传递的方式获得STE的能量后发光。2015年发现的SrI2∶Sm晶体的光产额也较低，性能如表1所示[30]。

表1 几种红光-近红外发光闪烁晶体的闪烁性能

2018年，日本东北大学Kodama等成功获得大尺寸的本征发光的Cs2HfI6晶体[31-32]，发光波长位于红光区域，在662 keV激发下能量分辨率达到4.2%，表现出优异的闪烁性能，而且不易潮解，是最接近商用化的红光闪烁晶体。尽管如此，由于Hf和Zr很难实现元素分离，导致高纯度HfI4原料难以获取且价格昂贵。

由于单掺Sm2+的晶体光产额普遍较低、能量分辨率差，近几年红光-近红外发光闪烁晶体开始转向共掺杂体系。一些Eu2+掺杂卤化物晶体光产额高、能量分辨率优异[33-34]，虽然自吸收严重，但通过Eu2+-Sm2+共掺改造获得了红光-近红外发光，因而受到关注，取得重大突破。2019年，荷兰代尔夫特理工大学Awater等报道了SrI2∶Eu2+,Sm2+闪烁晶体[35]，基于Eu2+-Sm2+能量传递其主发射峰移动到750 nm，比单掺Sm2+表现出更优异的伽马探测性能。2019年，荷兰代尔夫特理工大学Dorenbos等报道了性能优异的Eu2+-Sm2+共掺CsBa2I5晶体[36]，其发光峰位于755 nm，与APD耦合后能量分辨率为3.2%@662 keV，光产额高达45 000 photons/MeV。该课题组相继又报道了BaBrI∶Eu2+,Sm2+、CsSrI3∶Eu2+,Sm2+等红光-近红外闪烁晶体[37]。2021年，荷兰代尔夫特理工大学Van等又报道了CsBa2I5∶Yb2+,Sm2+晶体，尝试性采用Yb2+作为敏化剂，Sm2+为发光中心，其发射波长为751 nm。在137Cs的激发源下，与APD耦合后的光产额约为26 000 photons/MeV，能量分辨率为7.9%，性能如图1(c)、(d)所示，虽然晶体性能没有得到明显的改善，但提供了新的共掺方案。

图1 (a)CsBa2I5∶2%Eu2+,1%Sm2+晶体衰减时间；(b)CsBa2I5∶2%Eu2+,1%Sm2+晶体能量分辨率[36]；(c)CsBa2I5∶2%Yb2+,0.5%Sm2+晶体衰减时间；(d)CsBa2I5∶2%Yb2+,1%Sm2+晶体能量分辨率[38]；(e)不同晶体能量分辨率对比图。

3 Eu2+-Sm2+共掺红光-近红外发光晶体的闪烁性能

Eu2+-Sm2+共掺近红光-红外发光晶体的闪烁性能如表1所示。SrI2∶Eu2+,Sm2+晶体室温下光产额达到40 000 photons/MeV，衰减时间为1.5 μs，但与APD耦合的能量分辨率仅为7.8%[35]，存在较大进步空间。

CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体表现出优异的闪烁性能，如图1(a)、(b)所示，衰减时间为240 ns(6%)和2.09 μs(94%)，光产额高达45 000 photons/MeV，与APD耦合后的能量分辨率达到3.2%，与Si-PM耦合后能量分辨率仍有5.4%，明显优于商用CsI∶Tl晶体。

图2为典型闪烁晶体的光产额和能量分辨率对比图。红外-近红外发光晶体CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+的能量分辨率已接近LaBr3∶Ce和SrI2∶Eu。据报道，当APD探测效率达到98%时，晶体光产额只要达到62 000 photons/MeV以上，662 keV处的能量分辨率可达到2%(目前的极限值)，如图2插图所示。CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体是迄今为止性能表现最好的红光-近红外闪烁体，后期通过提高晶体质量以及优化Eu2+-Sm2+的掺杂浓度，有望获得更为优异的光产额和能量分辨率。Eu2+-Sm2+共掺使红外-近红外闪烁晶体具备了实际应用价值。

图2 典型闪烁晶体的光产额和能量分辨率。插图为QE(APD)=98%时，闪烁体本征能量分辨率与光产额的关系。

4 Eu2+-Sm2+共掺红光-近红外发光晶体的闪烁机理与选择原则

4.1 Eu2+-Sm2+闪烁发光概述

图3诠释了Eu2+-Sm2+共掺近红光-红外晶体的闪烁发光机理。晶体吸收入射粒子/射线能量后，在导带和价带中形成电子-空穴对，通过弛豫过程电子和空穴分别传递到导带底和价带顶。形成的电子-空穴对先被Eu2+捕获，然后Eu2+将能量以非辐射或辐射跃迁的形式转移给Sm2+，最后Sm2+发生辐射跃迁发光。单掺Sm2+时，由于Sm2+的能级较窄，与基质的禁带宽度匹配较差，绝大多数能量在基质内部被消耗，到达Sm2+的电子空穴对数量较少，从而光产额较低。而Eu2+-Sm2+共掺时，当Eu2+的能级与基质、Sm2+的能级匹配好时，Eu2+不但可以吸收基质的大部分能量，还能以非辐射跃迁的形式把能量传递给Sm2+，Eu2+起到敏化剂的作用，从而最终表现出优异的闪烁性能[37]。

图3 Eu2+-Sm2+共掺近红光-红外闪烁晶体发光机理[36]

4.2 能量传递

图4(b)表明，CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体主要有两个发射峰，位于423 nm和762 nm，分别属于Eu2+和Sm2+的5d-4f电子跃迁发光。通过荧光激发，分别检测Eu2+、Sm2+的发光波长423 nm和762 nm，短波区域得到相似的激发光谱，可见Sm2+和Eu2+的激发存在明显的重叠。同时，Sm2+的激发光谱与Eu2+的发射光谱也存在大范围的重叠，在360 nm激发光激发下，CsBa2I5∶2%Eu2+,1%Sm2+闪烁晶体99.5%[36]的发射光来自Sm2+，说明Eu2+-Sm2+之间存在明显的能量传递，即Eu2+吸收能量后大部分都有效转移给Sm2+。由于存在Eu2+-Sm2+能量传递，Eu2+-Sm2+共掺红光-近红外闪烁晶体Sm2+的衰减时间普遍在微秒级别。

图4 (a)BaBrI∶5%Eu2+,0.5%Sm2+闪烁晶体的发射和激发光谱[37];(b)CsBa2I5∶2%Eu2+,1%Sm2+闪烁晶体的发射和激发光谱[37];(c)常温下CsBa2I5∶0.5%Sm2+闪烁晶体的发射和激发光谱[37];(d)10 K时CsBa2I5∶0.5%Sm2+闪烁晶体的发射和激发光谱[37]。

与单掺Eu2+的晶体相比，掺入Sm2+后晶体的光产额有大幅度降低，如SrI2∶Eu2+晶体的光产额最高可达120 000 photons/MeV[39]，CsBa2I5∶Eu2+晶体的光产额为90 000 photons/MeV[40]，但掺入Sm2+后光产额降低50%以上，这与Eu2+-Sm2+能量传递的损失、Sm2+发光效率较低、仍存在Eu2+发光以及晶体质量等诸多因素有关。

随着Sm2+共掺量的增加，Eu2+的衰减明显变快，从微秒级变为纳秒级，不仅证实了Eu2+-Sm2+之间存在有效的能量传递，也为改善Eu2+掺杂闪烁晶体的时间特性提供了新的思路。

Eu2+-Sm2+共掺红光-近红外闪烁晶体的能量传递显著，Eu2+捕获能量成为激发态，随即将能量传递至低能态的Sm2+，Sm2+赋能成为激发态，退激后发光，Eu2+激发态与Sm2+低能态中心分别作为转移过程中的能量供体(即敏化剂Sensitizer)与能量受体。Eu2+-Sm2+之间的能量传递形式可分为辐射型和非辐射型两种类型。

一、Eu2+-Sm2+间辐射能量传递

Eu2+先发出光子随后被Sm2+吸收，激活能随即由Eu2+转移至Sm2+。Eu2+与Sm2+两个中心各自独立地与光辐射场作用，光子或光辐射充当能量转移的媒介[41]。Eu2+-Sm2+间辐射能量转移的特点及影响因素归纳为：(1)Eu2+-Sm2+间辐射能量传递的几率与Sm2+在基质内的浓度和光传输距离密切相关。(2)辐射能量传递程度依赖于Eu2+发射光谱与Sm2+吸收光谱的重叠度。(3)辐射能量传递发生时会影响Eu2+的发射谱。由于Eu2+发射光谱与Sm2+的吸收光谱并不完全重叠，因此Eu2+发射光谱中不同波长被Sm2+吸收的程度不一致，促使Eu2+的发射谱发生变化[41-42]。(4)体系衰减时间应为Eu2+、Sm2+各自本征衰减时间之和。Eu2+衰减时间较长，在辐射能量转移情况下，加上Sm2+的衰减，使得总衰减时间过长，从而严重影响其在伽马谱学及粒子计数方面的应用。

二、Eu2+-Sm2+间非辐射能量传递

Eu2+、Sm2+各自激发态与基态能量差相近，满足共振条件，即Eu2+发射带与Sm2+吸收带充分重叠，只需Eu2+、Sm2+两中心近距离时产生足够强的相互作用便可发生非辐射共振能量传递，实现激发能在Eu2+-Sm2+间的传递[42-43]。对于Eu2+中心而言，激发能会以自身辐射和非辐射能量转移两条路径退激，故而其衰减时间会随非辐射传递速率的增大而变快。对于Sm2+中心而言，其能量直接来源于Eu2+的非辐射转移，不需等待Eu2+的发光衰减完全即可受激至激发态并随即发光衰减，故而其衰减快至近乎本征时的状态。

根据Förster-Dexter能量传递理论，Eu2+和Sm2+中心由围绕各自正电中心运动的电子构成，相互作用H主要依赖于电子间的库仑作用。Eu2+和Sm2+各自电子系间的作用可分为多极作用(电多极或磁多极)与交换作用(中心间距小至波函数有较大重叠，约0.5～0.8 nm)。由于Eu2+和Sm2+半径较大，掺杂时应占据基质中的二价阳离子格位，故而Eu2+和Sm2+间距离不足以近至交换作用占主导。在多极作用中以电多极作用为主，依据作用时电矩阶的不同，可分为电偶极矩-电偶极矩(Ed-Ed)、电偶极矩-电四极矩(Ed-Eq)、电四极矩-电四极矩(Eq-Eq)；更高阶作用情况下，通常低阶矩贡献更为重要。磁作用也可按阶展开，但即便最主要的磁偶极矩-磁偶极矩(Md-Md)作用也仅相当于电四极矩-电四极矩(Eq-Eq)作用大小。故而Eu2+-Sm2+中心间作用可认为是以电偶极矩-电偶极矩的作用为主导，对于基质材料的选择也是基于该作用展开[43-44]。

Eu2+-Sm2+体系中电偶极之间的能量传递几率PSA可以表示为[41,43]：

PSA(dd)=

(1)

K为介电常数，R为Eu2+-Sm2+中心间的距离，σA是Sm2+的有效吸收截面(与吸收光谱有关)，τS为未掺Sm时Eu2+激发态的寿命，积分项为发射光谱εS(hν)与吸收光谱σA(hν)的重叠积分。

由公式(1)可知：(1)PSA(dd)反比于R的6次方；(2)PSA(dd)与Eu2+激发态寿命成反比；(3)PSA(dd)与Sm2+有效吸收截面成正比；(4)PSA(dd)正比于Eu2+发射谱与Sm2+吸收谱的重叠程度[41-42]。若电偶极子跃迁是禁戒的则要考虑高阶矩的作用，如Ed-Eq、Eq-Eq或是交换作用，其中PSA(dq)∝R8，PSA(qq)∝R10，PSA(交换)∝exp(-2R/L)[41-42]。

4.3 Eu2+-Sm2+发光机制

即使在相同的基质中，Eu2+-Sm2+共掺因浓度和温度的不同也表现出不同的发光特性。根据目前已有报道，Sm2+主要有4f-4f和5d-4f两种电子跃迁发光[37]，表现出两种截然不同的光谱。如图4(a)所示，室温下，BaBrI∶Eu2+,Sm2+晶体主要是Sm2+的4f-4f电子跃迁发光，表现为线谱。而CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体在室温下仅存在5d-4f跃迁发光，表现为带谱，如图4(b)所示。单掺Sm2+的晶体也表现出这样的特性，如图4(c)、(d)所示。在常温下，CsBa2I5∶0.5%Sm2+闪烁晶体的发射光谱为带谱；但随着环境温度降低，Sm2+的5d-4f发光逐渐变弱，而4f-4f的发光不断增强，降到10 K时，两种发光强度基本相当。说明在部分基质中Sm2+的5d-4f发光与4f-4f发光存在竞争关系，且4f-4f发光存在温度猝灭现象。

Eu2+-Sm2+共掺体系中Sm2+的4f-4f和5d-4f两种跃迁发光的能级位形坐标示意图如图5所示。当4f5d1能级高于5D0能级时，4f5d1能级上的电子通过弛豫直接到达5D0能级，仅观察到4f-4f的发光，如图5(a)所示。Sm2+的4f-4f主要涉及4f6电子构型，对应于7F0、5D0和5D1之间的跃迁，属于宇称禁戒，发光衰减非常慢(约1 ms)，无法满足闪烁领域的使用要求。当4f5d1能级低于5D0能级时，则可以获得5d-4f跃迁发光，如图5(b)所示，其属于宇称允许跃迁，衰减时间较快，可用于闪烁发光领域。

图5 Sm2+在不同基质中的能级位形坐标示意图[36]

4.4 高效Eu2+-Sm2+近红外闪烁晶体的选择原则

基于Eu2+-Sm2+共掺体系的红光-近红外发光闪烁晶体的闪烁机理，高效闪烁晶体必须满足两个方面的原则。

根据图5(b)模型进行理论计算表明，在Eu2+-Sm2+共掺体系中，Sm2+的5d-4f发光需要满足条件[37]：

ESm2+=EEu2+-1.22 eV，

(2)

根据公式(2)，想要获得Sm2+的5d-4f发光，其4f5d1能级必须低于5D0能级(1.805 eV)，同时考虑到额外25 meV的热激活能量，则Eu2+的电子跃迁能级差必须小于3 eV(即发射波长大于413 nm)。结合图4(c)、(d)光谱结果可知，当环境温度上升时，由于声子热运动加剧，可以观察到5d-4f的跃迁发光，从而解释了4f-4f和5d-4f的竞争发光。

要使Eu2+-Sm2+发生有效的能量传递，非辐射传递PSA须远大于辐射传递PS，即R

基于以上筛选原则，本文列举了几种适用于Eu2+-Sm2+共掺的红光-近红外闪烁晶体候选材料，如表2所示。表中所述两种晶体Cs4EuI6和Cs4EuBr6最早由美国田纳西大学Melcher团队报道[45]，属于全无机零维(0 D)钙钛矿结构卤化物材料，Cs4EuBr6晶体是迄今为止光产额最高的自激活闪烁体材料之一。以这两种含Eu2+材料为基础，实现高浓度Eu2+的同时可以避免Eu2+在晶体中的分凝。基于此，作者采用布里奇曼法成功制备出不同浓度Sm2+掺杂的Cs4EuI6和Cs4EuBr6近红外闪烁晶体，如图6(a)所示，其发光光谱如图6(b)所示。在360 nm光激发下，Sm2+的发射波长为843 nm，Eu2+的发射波长为459 nm。中国科学院上海硅酸盐研究所对Sm2+掺杂的K2BaI4∶Eu2+和KSr2I5∶Eu2+晶体进行了初步研究，如图6(c)、(d)所示。在实验中，随着Sm2+掺杂量的增加，Sm2+的发光逐渐增强，Eu2+的发光逐渐减弱，说明Eu2+-Sm2+的能量传递情况随Sm2+浓度的变化而改变。

表2 适用于红光-近红外闪烁的Eu2+-Sm2+能量转移机制的候选闪烁体[37]

图6 (a)中国计量大学制备的Cs4EuI6∶Sm2+闪烁晶体照片;(b)Cs4EuI6∶3%Sm2+闪烁晶体的发射和激发光谱;(c)中国科学院上海硅酸盐研究所制备的K2BaI4∶Eu2+,Sm2+闪烁晶体照片;(d)K2BaI4∶Eu2+,Sm2+闪烁晶体光致激发和发射谱。

5 红光-近红外卤化物闪烁晶体的发展方向

5.1 晶体生长

绝大部分红光-近红外卤化物闪烁晶体的熔点都较低(1 000 ℃以内)，只需要电阻丝加热就能满足晶体生长要求，故非常适合采用垂直布里奇曼法进行晶体生长，且坩埚下降法可以多坩埚单晶生长，可以极大缩短制备周期，提高效率[49]。截至目前，Eu2+-Sm2+共掺策略是实现高效红光-近红外发光的有效途径，尤其CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体更是表现出优异的性能，堪比LaBr3∶Ce和SrI2∶Eu等晶体。但是由于掺杂离子半径、配位情况以及分凝系数的差异，共掺杂后将对晶体生长、晶体缺陷以及发光均匀性都有明显的影响，如出现晶体容易开裂、光输出降低等问题，这也是目前CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体仍存在晶体尺寸较小、晶体质量较差等问题的原因，如图7所示。图7(a)、(b)为中国计量大学和中国科学院上海硅酸盐研究所成功制备的Sm2+掺杂的Cs4EuI6和KSr2I5∶Eu2+单晶。结果表明，随着Sm2+浓度的增加晶体易开裂，发光均匀性变差，综合性能有待提高。由于Sm2+的吸收波长覆盖整个可见光范围，晶体的颜色随着Sm2+浓度的增加逐渐变深。因此，通过改善晶体生长技术、改良坩埚形状和材质以及优化掺杂浓度等，制备大尺寸、高质量CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+晶体是走向产业化前亟需解决的问题。

图7 (a)中国计量大学制备的Cs4EuI6∶Sm2+样品(浓度从左到右分别为0.5%、1%、2%和3%)；(b)中国科学院上海硅酸盐研究所制备的不同Sm2+掺杂浓度的KSr2I5∶Eu2+晶体(浓度从左至右为0.5%、1%、1.5%)。

5.2 材料探索

红光-近红外闪烁晶体的研究仍处于起步阶段，大量的研究工作尚有待开展，如部分单掺Sm2+体系的衰减时间能达到纳秒级别的快衰减，而Eu2+-Sm2+共掺的体系出现了快衰减(纳秒)和慢衰减(微秒)共存、慢衰减占主导的现象，这与共掺杂的能量传递方式、基质材料的能带结构以及掺杂离子浓度等密切相关，其中的机理仍未清晰。研究如何抑制慢分量、提高快分量对实际应用具有重大意义。同时，目前供掺杂的基质材料非常有限，掺杂离子也主要集中在单掺Sm2+、Eu2+-Sm2+共掺以及Yb2+-Sm2+共掺。因此，基于前文的选择原则，寻找新的基质材料和掺杂离子实现更优异的闪烁性能和更快的纳秒衰减时间将是红光-近红外发光闪烁晶体未来研究的方向。除此之外，余辉对闪烁材料的实际应用有着重要影响，通常与缺陷种类和数量、基质材料能带结构以及掺杂离子有关。而针对Eu2+-Sm2+共掺闪烁晶体余辉问题的研究非常少。因此，针对共掺杂红光-近红外发光闪烁晶体余辉问题的研究值得研究者们重视。

6 结 论

Eu2+-Sm2+共掺的红光-近红外卤化物闪烁晶体表现出优异的闪烁性能，发光波长位于700～900 nm，与长波敏感的高量子效率的APD和Si-PM探测器具有良好的波长匹配，其中高性能CsBa2I5∶Eu2+,Sm2+红光-近红外发光晶体已展现出应用潜力。但由于相关研究仍处于起步阶段，如何实现高效红光-近红外发光的机理研究仍然欠缺。同时，截至目前，长波敏感的APD和Si-PM光探测器仍处于发展阶段，APD的价格偏高，Si-PM的红光-近红外QE偏低；此外，由于两者对环境温度较为敏感，需要在低温条件下工作，造成使用成本偏高，因此距离实际应用仍有不小的差距。如何在提高光子探测器稳定性和量子效率的情况下进一步降低器件的价格是红光-近红外探测器走向商用化应用面临的难题，也是制约红光-近红外闪烁晶体发展的重要因素。

总之，随着APD和Si-PM探测器的迅速发展，高效快衰减红光和近红外光发射特征的闪烁晶体无疑将成为闪烁材料领域一个崭新的研究方向，为高性能辐射探测设备开发与产业发展贡献关键材料，具有重大社会经济价值。

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