新型闪烁晶体Gd3(Al,Ga)5O12∶Ce3+的研究进展

孟 猛,祁 强,丁栋舟,赫崇君,施俊杰,任国浩

(1.中国科学院上海硅酸盐研究所，上海 200050；2.中国科学院大学材料与光电研究中心，北京 100049； 3.南京航空航天大学航天学院，南京 211106;4.上海理工大学材料科学与工程学院，上海 200093； 5.中国科学院海西创新研究院，福州 350002)

1 引 言

闪烁晶体广泛应用于高能物理、核医学成像、太空探索和工业中电离辐射的检测等领域，闪烁晶体是这些应用中各探测器的核心功能元件[1]。为实现高灵敏度、快响应电离辐射探测及探测器的小型化，这就要求闪烁晶体具有高光产额、快衰减、高能量分辨率及大密度等特性。

近年来，各国团队不断开发更高效、更快速的闪烁晶体用于检测电离辐射，铈掺杂的晶体实现了快衰减和高光产额的优化组合。这其中，基于石榴石(garnet)结构的氧化物晶体具有高光学透明特性及易于稀土元素掺杂的结构优势，使其成为最具应用前景的闪烁晶体之一。Y3Al5O12∶Ce (缩写为YAG∶Ce，G表示该晶体具有石榴石结构)是20世纪60年代使用Czochralski技术生长的第一批氧化物闪烁晶体之一。Moszynski等[2]率先报道了YAG∶Ce晶体的闪烁性能，报道称YAG∶Ce对γ射线和α粒子探测的分辨能力强。LuAG∶Ce (ρ=6.67 g/cm3，Zeff=63)相比YAG∶Ce(ρ=4.56 g/cm3，Zeff=32.0)具有更高的有效原子序数、更大的密度，这在γ射线探测领域极为重要，自2008年以来逐渐取代YAG∶Ce成为石榴石结构无机闪烁晶体研究的重点。但研究发现，LuAG∶Ce在室温下的闪烁性能比理论值降低约30%，其发光中存在大量慢分量[3]，这是由于石榴石结构中存在大量的缺陷。这些缺陷引起浅电子陷阱，其俘获载流子进而影响能量传递效率，从而使其光产额降低，且闪烁衰减时间变长，这些缺陷被公认为反位缺陷。Fasoli等[4]提出了一种“带隙工程”，即通过等价离子掺杂控制Ce离子能级位置从而抑制铝酸盐石榴石晶体中浅电子陷阱。通过“带隙工程”的理论，使用Ga和Gd掺杂到LuAG结构中，Ga3+能够降低导带底能级，淹没部分浅陷阱能级，部分消除反位缺陷，而Gd3+能够降低Ce3+的5d1能级，提高常温下激发态Ce3+的热电离能。Kamada等[5]报道基于LuAG∶Ce晶体进行替代掺杂Ga3+和Gd3+进而生长出Gd3(Al1-xGax)5O12∶Ce(简写为GAGG∶Ce)多组分石榴石闪烁体，其光产额提高至LuAG∶Ce的3倍，在CT应用中有明显的优势。

2 GAGG∶Ce晶体的结构、相稳定性、反位缺陷及离子置换

2.1 晶体结构

图1 GAGG∶Ce闪烁晶体配位多面体连结关系图Fig.1 GAGG∶Ce scintillation crystal coordination polyhedron linkage diagram

GAGG∶Ce闪烁晶体中八配位的十二面体格位(24c格位)被Gd3+占据，而六配位的八面体和四配位的四面体位置被Al3+和Ga3+占据。六配位格位和四配位格位数量之比为2∶3，但Al3+和Ga3+分别在四六配位的比例至今没有定论，有待进一步探究。Ce3+等一些三价稀土离子掺杂时，它们一般进入十二面体位。

2.2 晶体结构的相稳定性

在石榴石相的GAGG∶Ce晶体中，Ga3+与Al3+处在六配位的八面体和四配位的四面体中心位置，理想的 A3B5O12石榴石型结构中各离子必须彼此相互接触。在石榴石相结构中，四配位时，R+/R-的范围在0.225～0.414之间；六配位时，R+/R-的范围在0.414～0.732间。离子半径比是决定离子配位的关键因素之一，若其值与之相差较大，则石榴石结构不稳定。然而六配位时Al3+的有效离子半径为53.5 pm，R+/R-=0.382<0.414，这表明在六配位的Al3+离子半径相对理想的A3B5O12石榴石型结构还是偏小。Al3+占据六配位时，由于其半径偏小导致Al3+与O2-脱离接触，O2-之间斥力增加，致使结构不稳定。总之，GAGG∶Ce晶体生长中，如果Al-Ga比中Al的比例过多，其占据六配位的八面体格位的比例会增加，使得石榴石结构变得不稳定，致使晶体生长质量变差。

2.3 晶体的反位缺陷

石榴石结构固溶体晶体中存在一类典型的结构缺陷——反位缺陷(antisite defect)，该缺陷由应占据八配位格位的稀土元素占据了原本属于铝的六配位格位造成。21世纪初，捷克科学院物理研究所通过理论计算发现YAG∶Ce和LuAG∶Ce的闪烁效率是BGO单晶的 7～8倍，但它们所测得光产额却分别只有BGO的3倍和1.5倍[6]。研究表明[7]，其闪烁发光存在大量慢成分。Stanek[8]通过计算发现在石榴石结构中反位缺陷的形成能相比弗伦克尔缺陷、肖特基缺陷的形成能要低得多，如下公式(1)。Nikl等[9]的研究则证实由反位缺陷所产生的电子陷阱会导致300～350 nm的发光，该电子陷阱会和近邻的CeLu隧穿，延迟Ce离子发光中心处复合发光过程导致慢发光，致使石榴石闪烁晶体的光产额降低并严重影响其时间特性。

(1)

2.4 离子置换调整Ce3+能级

为了抑制石榴石结构晶体中闪烁发光的慢分量，各研究团队对浅电子陷阱做了深入研究。2007年，Ogino等[10]研究报道在LuAG∶Pr中掺入Ga3+可以抑制其发光中的慢分量。Fasoli等[11]通过理论计算指出Ga3+掺入LuAG中取代Al3+格位能降低导带底能级，淹没部分浅能级陷阱，消除部分反位缺陷的影响。但同时Ga3+掺入引起Ce离子的5d1能级上升，使其靠近导带底能级，这导致晶体的热电离能降低，影响其发光效率。结合以上研究，美国劳伦斯利弗物莫尔国家实验室(Lawrence Livermore National Laboratory)的Cherepy等[12]发现Gd3+的掺入可解决Ga3+掺杂导致的热电离能下降的问题，其烧结的GYGAG∶Ce陶瓷光产额最高位50000 Ph/MeV。

通过掺入Ga与Gd来调整能级位置与能带结构，来消除反位缺陷所导致的光产额下降及闪烁发光中的慢分量，这种通过离子掺杂调控晶体性能的方法叫“能带工程”，“能带工程”已成为优化晶体性能优化的重要手段。

3 GAGG∶Ce晶体的生长

GAGG∶Ce由于其熔点高，目前主要采用感应加热的提拉法(CZ法)及微下拉法生长。首次报道的GAGG∶Ce闪烁晶体采用提拉法生长，为避免铱金坩埚氧化，采用惰性气体如氩气作为生长气氛。同时提拉法通过缩颈技术，有助于减少晶体缺陷，获得所需取向的晶体，且晶体位错密度低。此外，采用提拉法晶体生长速度较快，适合科研项目的开展。但提拉法中熔体的液流作用、传动装置的振动和温度场的波动都会对晶体的质量产生不利影响。微下拉法由于其生长尺寸小，生长周期短，常用于实验室研究。

2011年，日本东北大学Kamada 等[13]通过“能带工程”调整发光中心Ce3+能级以改善YAG∶Ce的闪烁性能，通过调整不同浓度的Gd、Ga掺杂并用微下拉法生长出一系列组分范围为 Gd2-3Y1-0Al2-3Ga3-2O12∶Ce的晶体(图2)。其光产额有了很大的提升，最高可达58000 Ph/MeV。2012年，Kamada等[14]首次报道了用提拉法生长出2英寸GAGG∶Ce闪烁晶体(图3)，测试其光产额为46000 Ph/MeV，能量分辨率为4.9%@662 keV。据报道，晶体在不同凝固分数下的光产额差值仅为2.4%，其光学均一性好，这表明GAGG∶Ce晶体在一些对尺寸要求较大的应用领域有很大前景。

图2 微下拉法生长GYGAG∶Ce晶体[13]Fig.2 GYGAG∶Ce crystal grown by the u-PD method[13]

图3 提拉法生长2英寸GAGG∶Ce晶体[14] Fig.3 2 inch GAGG∶Ce crystal grown by the Cz method[14]

3.1 Ga2O3挥发问题及解决思路

研究发现生长出完全符合预期化学计量比的GAGG∶Ce晶体较困难。晶体生长过程中，无论是杂质的引入，还是化学计量比偏离引起的结构变化都会导致缺陷的生成，甚至出现多晶与混晶现象。研究者[15]通过对比其晶体样品及内壁挥发物的XRD表明，晶体生长出现多晶与混晶的原因是由于高温时Ga2O3的挥发。Ga2O3的氧化性较强，在不同温度下的分解压力不同，高温时易挥发分解，导致其化学计量比偏离，部分组分由Gd3(Al,Ga)5O12偏离为Gd3Al5O12(GAG)。GAG相高温时处于亚稳态，无法通过熔体法进行制备，导致晶体生长过程中发生相转变，部分相转变为GdAlO3的钙钛矿相。由于二相的折射率不同，导致生长出的晶体不透明(图4)，引起晶体生长质量变差和闪烁性能下降。Ga2O3分解反应方程式如下公式(2):

图4 Ga2O3挥发导致生长为多晶GAGG∶Ce晶体[15]Fig.4 Volatilization of Ga2O3 leads to the growth of polycrystalline GAGG∶Ce crystals[15]

(2)

总之，抑制晶体生长中Ga2O3的挥发才能保证GAGG晶体生长出单一相。目前研究人员主要采用的方法有通过计算在原料中添加适当过量的Ga2O3，从而抵消挥发量，可改善晶体生长的质量。此外，研究者在生长气氛中加入适量的氧分压，从而抑制高温时Ga2O3挥发问题。

3.2 螺旋生长问题及解决思路

虽然国际方面如日本C&A公司已突破了4英寸晶体生长技术，已实现了GAGG∶Ce晶体的商业化应用，但GAGG∶Ce晶体生长时易出现的螺旋生长问题应予以重视。研究表明，GAGG∶Ce晶体螺旋生长的主要原因是晶体的偏心生长导致[16]，GAGG∶Ce晶体生长中存在着表面张力梯度引起的液流效应。此外，由于Ga2O3挥发至熔体表面，导致熔体表面组分不均匀，引起表面张力梯度发生变化，液流不稳定，易引起温度场发生变化，温度场的改变易导致晶体偏心生长，致使晶体呈螺旋状。

此外，在晶体生长的接种阶段，挥发的铱金易附着在籽晶表面。由于铱金的热辐射能力较强，相对于熔体来说其温度较低，导致籽晶附近的不对称温度场，使晶体出现螺旋生长现象。

研究发现，可采用以下办法解决晶体的螺旋生长：首先，要保证籽晶所在的晶体轴与温度场轴心对称，以防其温度场不一致；第二，在晶体生长气氛中添加一定量的氧分压以抑制组分Ga2O3的挥发引起的表面张力梯度变化；其次，控制温度场的变化有助于解决晶体的螺旋生长问题。此外，生长气氛中存在氧分压引起的铱金氧化，导致坩埚损坏应引起重视。

4 GAGG∶Ce晶体的发光机理和闪烁性能

4.1 GAGG∶Ce的发光机理研究

GAGG∶Ce闪烁晶体中的Ce3+作为发光中心掺入基质中，形成闪烁晶体的非本征发光[17]。Ce3+的能级结构包含2个4f能级和2个5d能级，Ce3+的发光机制是其快速高效的5d-4f跃迁。由于受到外部5s25p6轨道的屏蔽，晶体场对它的影响小于Ce3+的4f能级自旋-轨道耦合作用，Ce3+的2F7/2和2F5/2能级带隙很小。此外，激发后Ce3+5d 能级无外层电子屏蔽[18]，因此GAGG∶Ce的晶体场对Ce3+5d 能级影响相对比较明显，Ce3+5d能级劈裂成4f-5d1，5d2等多个能级。总之，由不同配体形成的晶体场会在不同程度上减小5d和4f轨道之间的能隙，在不同的基质中Ce3+的发光特性会有一定的差异[19]。

研究表明，GAGG∶Ce晶体闪烁过程中，处于基态Ce3+俘获价带上的空穴，形成中间Ce4+。然后，中间态Ce4+与导带上的电子结合形成激发态(Ce3+)*，激发态Ce3+通过辐射光子回到基态完成一次荧光过程[20]。其表达式为：

(3)

(4)

(5)

Sakthong等研究了室温下GAGG∶Ce晶体的吸收光谱[21]。研究表明，GAGG∶Ce闪烁晶体有多个吸收峰，其中450 nm和345 nm分别对应Ce离子的两个强吸收峰：4f-5d1与4f-5d2。

图5 GAGG∶Ce与GAGG∶Ce, Mg的吸收光谱[22]Fig.5 Absorption spectra of GAGG∶ Ce and GAGG∶Ce, Mg [22]

瑞士的Babin等[22]对比研究了GAGG∶Ce和GAGG∶Ce, Mg的吸收光谱(图5)。与GAGG∶Ce的光谱相比，掺杂Mg离子的GAGG∶Ce, Mg晶体吸收光谱在300 nm处存在Ce4+电荷转移吸收。相比于Ce3+，Ce4+能够更快的俘获电子，并辐射出光子，降低电子被陷阱俘获几率。因此，其对抑制GAGG∶Ce闪烁发光衰减的慢分量有很大的帮助，并且其俘获空穴的过程是非辐射过程, 不会造成闪烁晶体余辉现象的发生[23]。

在以上研究基础上，日本东北大学的Kamada等[24]研究表明在270 nm和320 nm处的窄峰为Gd3+的4f7从8S7/2基态到6PX和6IX激发态的吸收峰。8S7/2→6PX和6IX吸收峰表明GAGG∶Ce晶体中存在Gd3+→Ce3+的能量转移。研究表明，在含有Ce3+和Gd3+的晶体中，Gd3+的4f发射带和Ce3+的4f-5d吸收带之间存在重叠。根据Dexter的理论，这也在另一方面证明了Gd3+→Ce3+间存在能量转移[25]。

4.2 光输出、能量分辨率的研究

近年来，石榴石结构的铝酸盐晶体因其高光输出、良好的能量分辨率而在闪烁晶体界引起了研究热潮。2011年，Kamada等[13]使用微下拉法生长并研究了组分为(YyGd1-y)3(GaxAl1-x)5O12∶Ce的晶体并研究了它的闪烁性能，发现组分为Y1Gd2Ga3Al2O12的光产额最高为44000 Ph/MeV，与YAG∶Ce相比优势明显。但组分为Y1Gd2Ga5Al0O12、Y2Gd1Ga5Al0O12、Y3Ga5Al0O12的光输出为0，其原因可能为Ga3+浓度过高会导致Ce3+的5d1能级上升至导带之上，引起发光淬灭。日本东北大学的Kamada等[26]在2012年首次报道GAGG∶Ce，其光产额达46000 Ph/MeV，其值为LYSO∶Ce闪烁晶体的150%。研究人员通过理论计算[27]，认为石闪烁晶体的理论光产额可达60000 Ph/MeV。针对前者研究光产额低于理论值20%，2013年波兰核物理研究所通过改进生长工艺，采用提拉法生长的GAGG∶Ce的光产额高达56500±5600 Ph/MeV，其能量分辨率为5.1%@662 keV[28]。

2016年，英国苏格兰大学在调整配比后，报道GAGG∶Ce闪烁晶体的能量分辨率达4.9%@662 keV，这在与其他闪烁晶体的对比中存在明显优势[29]，并发现GAGG∶Ce晶体的能量分辨率随Ga3+浓度升高而改善。

为了得到光输出和能量分辨率的最优组合，Kamada等[15]对GAGG∶Ce晶体中的Al-Ga配比进一步优化，生长出Gd3Al5-xGaxO12(x=2、2.3、2.6、3)一系列晶体。研究发现，随Ga3+浓度增加引起GAGG∶Ce闪烁晶体光输出先上升后下降的原因是Ga3+引起的导带底能级下降淹没部分浅陷阱能级以及同时增加了热电离作用之间的相互平衡作用。据报道，在Al-Ga为Al2.3Ga2.7时其光产额最高达57000 Ph/MeV，而能量分辨率随Ga3+浓度升高而变优，这为GAGG∶Ce晶体闪烁性能的改善提供了实验基础。

4.3 衰减时间慢分量的研究

图6 Mg2+掺杂对闪烁机制的影响[33]Fig.6 Effect of Mg2+ doping on the scintillation mechanism[33]

研究表明[30]，无论用提拉法还是微下拉法生长的GAGG∶Ce闪烁晶体其闪烁衰减时间很长，快分量在90 ns左右(91%)，慢分量更是普遍在300 ns以上(9%)，且随Al-Ga配比中Ga3+浓度的降低而变差。这导致改变配比虽然提高光输出但同时衰减时间随之增加，引起能量堆积而造成信号堵塞，对实际应用极为不利。研究表明[31]，晶体中的浅电子陷阱俘获电子，延迟复合发光的过程，导致闪烁衰减的慢分量，GAGG∶Ce中浅电子陷阱为氧空位。为了抑制GAGG∶Ce晶体衰减时间慢分量，各国研究团队最初采用提高配比中的Ga含量的方法，但研究发现Ga含量过高会出现热离化能降低，严重影响稳态的闪烁效率。研究发现[32]，二价阳离子掺杂如Ca2+、Mg2+等共掺进闪烁晶体三价阳离子格位，它们可能会通过影响材料电荷补偿机制，或者改变材料内部缺陷浓度，进而影响晶体的性能。2013年，Liu等[33]报道可通过掺杂Mg2+抑制LuAG∶Ce中闪烁衰减的慢分量。报道称，Mg2+掺杂的样品其室温下的热释光强度显著降低，闪烁响应加快。Liu等提出一个理论模型解释Ce4+在闪烁机制中的作用(图6)。Mg2+掺杂改善晶体性能的解释在学术界存在争议，其中最为学者接受的是：由于电荷补偿使部分Ce3+转变为Ce4+，Ce4+中心提供快速辐射退激通道，其捕获导带电子后，形成处于激发态的Ce3+，并立即辐射光子，这对于抑制浅电子陷阱导致的闪烁衰减的慢分量起关键作用[33-34]，这种通过掺杂二价阳离子来抑制缺陷影响的方法叫“缺陷工程”。

2013年，泰国蒙库特大学首次报道了GAGG∶Ce晶体进行Ca2+掺杂的研究[35]。相较于Al3+与Ga3+，Ca2+半径大而价态低，在GAGG∶Ce中占据六配位。研究发现，Ca2+掺杂导致阳离子空位和空穴陷阱浓度的增加，对Gd3+到Ce3+的能量传递产生淬灭作用，在抑制闪烁发光慢成分的同时降低了光输出，因此Ca2+不是合适的掺杂离子。

针对Ca2+掺入晶格引起光输出严重降低的问题，Martin等[36]在2015年研究报道了Mg2+掺杂对GAGG∶Ce发光性能的影响，并与Ca2+掺杂做了详细的对比研究。研究表明，随Mg2+掺杂浓度的提高，吸收光谱中在350 nm下的Ce4+吸收明显增强。100ppm量级Mg2+掺杂的GAGG∶Ce晶体其相同时间内闪烁衰减幅度加快了1.5倍，且闪烁衰减的快分量从62 ns(52%)降至39 ns(53%)，慢分量从225 ns(48%)降至135 ns(47%)(图7)，且其光输出为未掺杂GAGG∶Ce晶体的94%。与Ca2+掺杂相比，即使Mg2+在非常低数量级掺杂时，其对闪烁衰减慢分量的抑制更加明显，并且其光输出下降幅度更低。

为得到高光产额-快衰减时间组合的配比，2017年Yoshino等[37]在Martin等报道的基础上，通过在不同Al-Ga配比组分掺杂1000ppm量级Mg2+，生长出一系列Gd3(Al,Ga)5O12∶Ce, Mg晶体(图8)，并分析对比闪烁性能。报道中，1000ppm量级Mg2+掺杂后，不同Al-Ga配比的GAGG∶Ce, Mg其衰减时间基本相同，快分量降至40 ns(60%)，慢分量为110 ns(40%)左右。但1000ppm量级Mg2+掺杂后其光产额下降15%左右，这可能是由于晶格畸变引起的，具体原因尚未报道。

图7 GAGG∶Ce与GAGG∶Ce, Mg晶体的衰减时间 (137Cs @662 keV)[36]Fig.7 Decay time of GAGG∶Ce and GAGG∶Ce, Mg crystal(137Cs @662 keV)[36]

图8 提拉法生长的Gd3(Al,Ga)5O12∶Ce, Mg晶体[37]Fig.8 Gd3(Al,Ga)5O12∶Ce, Mg crystal grown by CZ method [37]

此外，Mares等[38]研究发现LuAG∶Pr的衰减时间非常快。在快衰减时间的中，研究者发现LuAG∶Pr,Ce中的Pr离子与Ce离子间存在能量转移，进而使其闪烁发光变快。目前，在GAGG晶体中还尚未有关Pr、Ce共掺体系报道，这是未来研究的方向之一。

5 模拟计算

模拟计算在研究闪烁晶体时起着重要作用，利用原子模拟计算晶体的缺陷形成能和原子替代效应，这为设计离子掺杂、调整组分进行晶体制备提供了理论基础。Pieter等[39]计算了Ce3+在不同闪烁体中的能级，并利用光谱数据进行模拟计算，研究了La，Gd，Y，Lu，Sc等元素掺杂对石榴石结构晶体带隙的影响。Stanek等[8]采用原子模拟计算揭示了石榴石晶体缺陷结构的内在特征[32]，其研究表明RE3Al5O12中Me2+掺杂(离子范围从Mg2+-Ba2+)取代RE位点，氧空位作为电荷补偿缺陷，Me4+掺杂剂(Ti4+-Pb4+)取代RE和Al位，带电RE空缺补偿。García等[40]通过第一性原理计算解释了Ga掺入引起LuAG∶Ce中热电离能下降的原因。利用第一性原理方法可以计算GAGG∶Ce晶体的电子结构，GAGG∶Ce的Ce3+能级位置可以通过理论计算来获得。利用“缺陷筛选”和“缺陷优化”的原子模拟方法，研究者可以确定闪烁晶体中的缺陷类型，进而通过设计掺杂来消除缺陷的影响[41]。利用第一性原理，还可以研究GAGG∶Ce的晶体结构、弹性性质以及热力学性能等，并可以对其光吸收性能进行预测。模拟计算对闪烁晶体材料研究的贡献远不止以上几点，模拟计算已成为研究晶体内在机理，指导晶体生长制备的关键。

6 应 用

GAGG∶Ce晶体由于其大密度和高光输出以及高原子序数，已初步应用于γ射线检测的核医学成像及高能物理领域。目前，GAGG∶Ce晶体在国内处于实验室研究阶段。国际方面，日本奈良大学研究团队报道GAGG∶Ce晶体具有良好的空间分辨率，并已将其应用于γ相机，其空间分辨率最高可达0.7 mm[42]。研究表明，经高剂量辐射后的GAGG∶Ce晶体闪烁性能与GSO∶Ce及GYSO∶Ce闪烁材料相比存在较大优势，其在太空环境应用领域如卫星任务中的γ射线探测器的前景值得我们关注[43]。针对石油探井等高温环境领域的应用，2018年研究者对GAGG∶Ce光输出、能量分辨率及衰减时间的温度依赖性作了系统的研究[44]。报道中，GAGG∶Ce(137Cs, 662 KeV)在-45°至45°温度范围内其光输出、能量分辨率下降幅度为20%，优于BGO(50%)。此温度范围内的衰减时间增加幅度为15%，优于CsI(50%)，这表明GAGG∶Ce可应用于温差大的恶劣环境领域。

7 结 论

本文重点对近年来GAGG∶Ce闪烁晶体的研究进展进行总结。GAGG∶Ce是基于LuAG或YAG闪烁体，在“带隙工程”的理论指导下，通过掺入Gd和Ga，得到的一种具有超高闪烁效率的新型氧化物晶体。研究者在“缺陷工程”的理论指导下，通过Mg2+等二价阳离子掺杂，以抑制GAGG∶Ce晶体闪烁衰减中的慢分量，使GAGG∶Ce晶体在高能物理领域应用前景十分广阔。研究表明，1000ppm量级Mg2+掺杂会导致GAGG∶Ce晶体闪烁效率下降15%左右。因此，GAGG∶Ce晶体在其高光产额的基础上，解决其闪烁衰减的慢分量问题是进一步研究的方向，应予以重视。

石榴石体系的GAGG∶Ce晶体生长过程中易开裂，其中开裂的原因及解决措施尚需进一步研究。此外，Pr、Ce共掺快发光体系中尚未有GAGG方面的报道，其中的闪烁机理与能量转移过程需进一步研究解释。