DE2808648A1

DE2808648A1 - Optische faser

Info

Publication number: DE2808648A1
Application number: DE19782808648
Authority: DE
Inventors: Richard M Klein; Andrew G Beverly Kolbeck; Carr Lane W Quackenbush
Original assignee: GTE Laboratories Inc
Current assignee: Verizon Laboratories Inc
Priority date: 1977-03-02
Filing date: 1978-02-28
Publication date: 1978-09-07
Also published as: JPS53109515A; US4110002A; GB1593233A; CA1095757A

Description

Fasern bildenden Glaszusammensetzungen können die üblichen Oxyd-Modifiziermittel enthalten.

Hintergrund der Erfindung

Die Erfindung betrifft neuartige optische Fasern, die aus Aluminium-Borophosphat-Glaszusammensetzungen gebildet sind. Optische Fasern werden derzeit stark als Übertragungsglied in optischen Kommunikationssystemen entwickelt. Gut brauchbare Fasern sollen geringe optische Dämpfung, geringe optische Dispersion, große numerische Apertur und lange Betriebslebensdauer haben. In der derzeitigen Technologie werden zwei Glasarten für optische Fasern verwendet, einfache Silicate und komplexe Silicate.

Einfache Zweikomponenten-Silicatgläser werden dadurch hergestellt, daß hochgereinigte Rohmaterialien aus dem Dampf auf Kerne niedergeschlagen werden, die anschließend wärmebehandelt werden, um voll verdichtete Vorformen zu ergeben. Fasern werden dann bei hohen Temperaturen von den Vorformen gezogen. Brechungsindexprofile, entweder stufenweise oder allmählich, werden in die Vorformen dadurch eingebaut, daß die Zusammensetzung der Gasmischung während des Dampfniederschlages variiert wird. Die am meisten verwendeten Glaszusammensetzungen sind Kern aus Germano-Silicat - Hülle aus Silica oder Kern aus Silica - Hülle aus Borosilicat. Diese Fasern mit hohem Silicagehalt besitzen günstige Eigenschaften, einschließlich geringer Dämpfung (sowohl auf die hohe Reinheit der Eingangsmaterialien als auch die tiefe Ultraviolett-Grenze von Silica zurückzuführen), befriedigende Dispersionscharakteristiken und guten Solarisationswiderstand. Die hohe Schmelztemperatur von Silica ist jedoch ein Nachteil

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dieser Materialien. Temperaturen in der Größenordnung von 2.000° C sind erforderlich, um Fasern von den Vorformen zu ziehen. Zusätzlich schränkt die hohe Schmelztemperatur das Verfahren zur Herstellung der Vorform auf Techniken relativ niedriger Temperatur ein, beispielsweise Dampfniederschlag, da ein direktes Schmelzen bei 2.000° C zu nicht akzeptierbaren Verunreinigungsniveaus im Glas führen würde, die durch zu starke Korrosion der Schiffchenmaterialien verursacht wird. Die sorgfältige Kontrolle von Temperatur und Niederschlagsraten der Materialien ist eine zweite Ilerstellungsschwierigkeit für Fasern mit hohem Silicagehalt. Die komplexe Natur des gemeinsamen Niederschlagsverfahrens begrenzt die Anzahl der Komponenten, die in die Glaszusammensetzung eingeschlossen werden können, und in allen bisher bekannten praktischen Fällen lag die Grenze bei drei getrennten Oxydkomponenten. Diese Beschränkung ergibt nur geringe Flexibilität bei der Einstellung der relevanten physikalischen Eigenschaften des Glases, insbesondere des Brechungsindex, des thermischen Dehnungskoeffizienten und der Viskosität-Temperatur-Beziehung. Da das Brechungsindexprofil von größter Wichtigkeit ist, wird die Glaszusammensetzung allgemein so eingestellt, daß dieser Parameter optimiert wird und das schließt jede merkliche Kontrolle der übrigen physikalischen Eigenschaften des Glases aus.

Optische Fasern können auch aus komplexen Silicaten hergestellt werden. Die Verarbeitung schließt das Präparieren von Partiequantitäten von zwei Gläsern unterschiedlicher Zusammensetzung durch übliche Glasschmelzmethoden ein, wobei darauf geachtet wird, das Niveau der Übergangsmet allverunreinigungen herabzudrücken. Die Gläser werden dann in einem konzentrischen Doppelschiffchen aus Platin erneut geschmolzen und Fasern werden direkt aus den Schmelzen durch eine Bodenöffnung gezogen. Die Schmelze

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vom zentralen Schiffchen sorgt für die Entstehung des Kerns der Faser, während die in dem ringförmigen Schiffchen die Hülle liefert. Zwei Variationen sind möglich: Wenn die Faser schnell abgekühlt wird, ergibt sich eine Faser mit gestuftem Index; während, wenn die Faser auf einer ausreichend hohen Temperatur gehalten wird, eine Interdiffusion zwischen Kern und Hülle stattfindet und eine Faser mit allmählich sich änderndem Index hergestellt wird. Die komplexen Silicatglaser vermeiden zum großen Teil die Schwierigkeit, die mit Fasern mit hohem Silicagehalt assoziiert sind. Speziell können sie bei Temperaturen geschmolzen werden, die niedrig genug liegen (etwa 150O⁰C), so daß Platinschiffchen verwendet werden können, ohne daß zu starke Verunreinigungskonzentrationen eingeführt werden, und die Mehrkomponentennatur der Glaszusammensetzung sorgt für eine adäquate Flexibilität zur unabhängigen Einstellung der Glaseigenschaften durch Änderung der relativen Konzentrationen der verschiedenen Komponenten. Komplexe Silicate haben jedoch ebenfalls Nachteile für Anwendungen in optischen Fasern. Erstens sind solche Gläser bekanntlich Solarisationseffekten unterworfen, die die Betriebslebensdauer der Fasern begrenzen können. Zweitens hat die relativ flache Ultraviolett-Grenze dieser Gläser zwei ungünstige Einflüsse auf ihre optischen Eigenschaften: Sie ergibt einen relativ hohen restlichen (d.h. nicht mit Verunreinigungen in Beziehung stehenden) Absorptionskoeffizienten, und sie führt zu einer relativ hohen optischen Dispersion, die besonders unerwünscht ist für Kommunikationssysteme mit breitbandigen Emittern, beispielsweise Licht emittierenden Dioden, als Lichtquellen.

Es wäre erwünscht, optische Fasern zu schaffen, die aus Glaszusammensetzungen gebildet sind, die relativ niedrige

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-Jr-

Schmelzpunkte haben, so daß die Zusammensetzung der Faser relativ leicht kontrolliert werden kann. Zusätzlich wäre es erwünscht, optische Fasern mit gutem Solarisationswiderstand zu schaffen, geringer optischer Dispersion und guter Transparenz für ultraviolettes Licht. Weiter wäre es erwünscht, optische Fasern aus Glaszusammensetzungen zu schaffen, die befriedigende Indexprofile haben, während geringe interne mechanische Spannungen beibehalten werden.

Zusammenfassung der Erfindung

Durch die Erfindung werden neuartige optische Fasern verfügbar gemacht, die aus Glaszusammensetzungen gebildet sind, die durch die Iso-Kompositions-Linien 2 und 18 Mol % P₂O₅, 50 und 70 Mol % Al₂O₅ und 20 und 60 Mol % B₃O₅ begrenzt sind, oder durch Linien, die die Zusammensetzungen 28 Mol % Al₂O₅ - 72 Mol % P₂O₅ - 0 Mol % B₂O₅; 5 Mol % Al₃O₅ 45 Mol % P₂O₅ - 50 Mol % B₃O₅; 10 Mol % Al₃O₅ - 50 Mol % P_o0_c - 60 Mol % B₀O, und 42 Mol % Al₀O, - 58 Mol % P₀O₁. 0 Mol % BpO, verbinden. Die zum Formen der optischen Fasern verwendeten Gläser können gewünschtenfalls modifiziert werden, indem eine breite Vielzahl von Oxyden hinzugefügt wird, wobei die zulässigen Modifiziermittel-Niveaus von der speziellen Modifiziermittel-Verbindung abhängen, die hinzugefügt wird. Es wurde festgestellt, daß Gläser im Aluminium-Borophosphat-System guten Solarisationswiderstand haben, geringe optische Dispersion und gute Transparenz für Ultraviolettwellenlängen (was sowohl geringe Dispersion als auch geringe Eigenabsorption bei optischen Wellenlängen anzeigt). Diese Aluminium-Borophosphar-Gläser bieten den Vorteil, daß Fasern mit einer

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Standardtechnik hergestellt werden können, beispielsweise der Doppel-Schiffchen-Methode, bei relativ niedrigen Temperaturen. Darüber hinaus bieten diese Gläser die Flexibilität einer unabhängigen Variation von wichtigen Materialeigenschaften, wie Breohungsindex und thermischer Dehnungskoeffizient. Schließlich scheinen gewisse der Aluminium-Borophosphat-Gläser besonders für die Herstellung von Fasern mit allmählich verlaufendem;Index durch eine neuartige Technik geeignet zu sein, die die bevorzugte Verdampfung von flüchtigen Spezies von der Glasoberfläche einschließt und die in einer gleichzeitig in den USA eingereichten Anmeldung beschrieben ist, wenn auch-andere Techniken verwendet werden können.

Beschreibung; spezieller Ausführungsformen

Ein Aluminium-Borophosphat-Glas mit geringem Phosphatgehalt, das zur Bildung optischer Fasern nach der Erfindung verwendet wird, wird in der Weise hergestellt, daß die Verdampfung der glasbildenden Bestandteile, insbesondere PqOj-, minimiert und kontrolliert wird. Materialien, die Quellen für Al₂O,, B₂O, und P₂Oc sind, werden gemischt, gewünschtenfalls kalziniert, und vorzugsweise in einem Schiffchen geschmolzen, das sich in der Glaszusammen— Setzung oder dem Vorläufer der Glaszusammensetzung nicht löst. Normale Schmelztemperaturen liegen zwischen etwa 1450° C und 1800° C, und gewöhnlich zwischen etwa 1500° C und 1650° C, je nach der speziellen Glaszusammensetzung, die gebildet wird. Die normale, von Impfen freie Brennzeit liegt zwischen etwa 0,25 und 4-,O Stunden, vorzugsweise zwischen etwa 1,0 und 2,0 Stunden. Es wird bevorzugt, die minimalen Brennzeiten beizubehalten, um die Verdampfung der glasbildenden Bestandteile zu reduzieren. Nach im wesentlichen vollständiger Reaktion der

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Reagenzien in der Schmelze wird diese in irgendeiner konventionellen Weise abgekühlt.

Da PpO,- **^er flüchtigste glasbildende Bestandteil ist, kann dieser in Konzentrationen über der gewünschten Endkonzentration in der Glaszusammensetzung hinzugefügt werden. Stattdessen und vorzugsweise wird PpOc- ^^em Schiffchen in Form einer schwer schmelzenden Verbindung hinzugefügt, beispielsweise AlPO^,, BPCL, AlP,0_o oder schwer schmelzenden modifizierenden Kation-Phosphaten wie Mg₂P₂O₇, Ca₅(PO^)₂₅ZrP₂O₇ oder dergl. Dadurch, daß P₃O₅ als schwer schmelzende Verbindung hinzugefügt wird, wird eine verbesserte Kontrolle der endgültigen Glaszusammensetzung erreicht.

Wie oben erwähnt, enthält die Glaszusammensetzung mit geringem Phosphatgehalt 2-18 Mol % P₂O₅* 30-70 Mol % Al₂O₃ und 20-60 Mol % B₂O,. Zusätzlich kann die ternäre Glaszusammensetzung Oxyd-Modifiziermittel enthalten, einschließlich SiO₂, MgO, CaO, TiO₂, ZrO₂, Na₃O, CdO, ZnO, SnO₂, CeO₂ und dergl. Silica in Konzentrationen bis zu etwa 40 Mol % ergibt einen höheren Widerstand gegen Entglasung der Aluminium-Borophosphat-Gläser, während MgO den glasbildenden Bereich erweitert. In ähnlicher Weise können andere spezielle Modifiziermittel oder Kombinationen von Modifiziermitteln dazu verwendet werden, andere Änderungen in Glaseigenschaften zu bewirken.

Repräsentative Quellen für P₂O₅ sind AlPO^, BPO^, oder schwer schmelzende modifizierende Kation-Quellen wie

oder ZrP₂O₇. Repräsentative Quellen )₂, AlPO.., AlP₂O_n und modifizierende Kation-Aluminate 'wie MgAl₀O^. Repräsentative Quellen für

für Al₀O₂ sind Al₀O₂, AlPO.., AlP₂O_n und modifizierende

.e MgAl₀O^. Repräi sind BPO^, B₀O₂ oder modifizierende Kation-Borate

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Die in den optischen Fasern nach der Erfindung verwendeten Glaszusammensetzungen mit niedrigem Phosphatgehalt sind stabil gegen Beeinträchtigung durch Wasser, wie die konventionellen Multikomponenten-Soda-Kalk-Silicatgläser, obwohl sowohl BpO-, als auch Pp^s ^^{n lnrer} reinen Form sehr leicht zerfließen. Zusätzlich zu den Eigenschaften der Aluminium-Borophosphat-Gläser mit niedrigem Phosphatgehalt, die,grob gesprochen, ähnlich denen konventioneller Silicatmaterialien sind, gibt es andere Eigenschaften der neuen Gläser, die ungewöhnlich sind. Ihre optischen Eigenschaften sind besonders bedeutsam. Der Brechungsindex liegt zwischen 1,47 und 1,58, wobei die als > > -Wert angegebene optische Dispersion zwischen 4-8 und 71 liegt (wobei ein hoher V -Wert eine geringere optische Dispersion repräsentiert). Da die meisten Silicate höhere Brechungsindices · und einen kleineren S> -Wert haben (d.h., höhere Dispersionen), bringen die Bereiche für diese beiden Parameter die neuen Gläser in eine günstige Position für optische Anwendungen. Vorausgesetzt, daß spezielle Herstellungstechniken verwendet werden, um zu gewährleisten, daß geringe Verunreinigungspegel beibehalten werden, liegt die Ultraviolettgrenze gewisser Zusammensetzungen im Aluminium-Borophosphat-System bei etwa 190 mn, was der von geschmolzenem Silica nahekommt. Die Gläser mit niedrigem Phosphatgehalt sind also bei ultravioletten Wellenlängen transparenter als irgendein konventionelles Glas mit der Ausnahme von geschmolzenem Silica. Dieses Merkmal, gekoppelt mit dem guten Solarisationswiderstand, macht sie besonders günstig für Anwendungen in optischen Fasern. Aluminiura-Borophosphat-tGläser mit niedrigem Phosphatgehalt zeigen auch ungewöhnliche Fähigkeiten für die unabhängige Kontrolle von Eigenschaften. Beispielsweise sind die Iso-Eigenschaft-Konturlinien für Brechungsindex und thermischen Dehnungskoeffizient in einem großen Bereich des glasbildenden Bereiches mit niedrigem Phosphat-

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- -gehabte nichf pa^iZel*;.. Das- bedeutet, daß^beispielsweise der-BEecauBg^iB.de.x_;einge.st eilt..werden kann, .während ein konstant6r.thermischer.DehnungskQeffizient beibehalten wird, -was ein ^besonders..günstiges. Merkmal für Anwendungen wie optische Fasern ist. Die. Gleiser mit niedrigem Phosphat gehalt _fi die nach -der. Erfindung.verwendet werden, haben Brechungsindices Lzwischen ,1,4^ und,.1*58* .Dichten. zwischen 2_fl: und r 2* 7" g/cm?_wund thermische. Dehnungskoeffizienten

i etwa. 26;iund.5% x, 10'/^Q.

Aluminium^B.oro.phgsphat-Gl.äser mit hohem. Phpsphatgehalt, die"; zur Bildung· -opt is eher. Fasern- nach der. Erfindung verwendet werden,^können_;,ebenfalls in der oben für Gläser mit

^niedrigem;--Phosphatgehalt bescnriebenen Weise hergestellt •:werdenv· Ziusätzlich·. können Aluminium-Borophosptiat-Gläser " mit,-hohem Phosphat gehalt;... die., gleichen Oxyd-Modifiziermitteil- enthalten _Λ .wie oben für die Gläser mit niedrigem' Phosphatg^halt beschrieben. Die meisten Gläser mit hohem Phosphutrgehalt sind_; .ebenfalls stabil gegen Beeinträchtigung

- durch rMasser*; Die -Brechungsindices. .liegen zwischen 1,4-9 und:i,53f sie.-f allen-mit .fallendem P^Oc-Gehalt. Die optische dispersion .liegt^ ,zwischen, y -Werten von 50 und Die Ultraviolettgr.enze. .liegt ./unter etwa 200 nm und die Gläserikönnen;gute.n_ASolarisationswiderstand zeigen. Zusätzlich.;bieteni-wie .-bei ,den,Gläsern mit niedrigem Phosphatgelialt, ausgedehnte Teile des.,glasbildenden Bereichs im AluminiumrBprophp.sphat-System mit hohem Phosphatgehalt eine Flexibilität zur_r unabhängigen Einstellung der wichtigenHaterialeigenschaften. Beispielsweise sind die*konstanten.Werte^ ^_eg thermischen. Dehnungskoeffizienten und des Brechungsindex entsprechenden Konturen in großen Teilen des Glasbildungsbereichs bei hohem Phosphatgehalt "nichfe parallel. Dementsprechend können Fasern, die aus Gläsern- in dieser Zone der Zusammensetzungen hergestellt

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werden, einen Gradienten des Brechungsindex quer über den Durchmesser haben, während die günstigen mechanischen Eigenschaften beibehalten werden, die einem konstanten thermischen Dehnungskoeffizienten innewohnen.

Die beschriebenen Aluminium-Borophosphat-Gläser sowohl mit hohem als auch mit niedrigem Phosphatgehalt werden dazu verwendet, optische Fasern zu bilden, die eine Zusammensetzung auf oder nahe der Oberfläche haben, deren Brechungsindex niedriger ist als der Brechungsindex der Glaszusammensetzung, die das Innere der Faser bildet. Die Differenz zwischen den Brechungsindices der Hülle und des Kerns beträgt mindestens 0,007 und ist vorzugsweise größer als 0,015· Allgemein haben die optischen Fasern einen Kerndurchmesser zwischen etwa 4-5 und 85 «m oder können größer oder kleiner sein. Die Hülle hat eine Dicke zwischen etwa 30 und 60 ;an, obwohl auch dies variieren kann. Die optischen Fasern können aus Glas mit niedrigem Phosphatgehalt, Glas mit hohem Phosphatgehalt oder einer Kombination von Gläsern mit niedrigem und hohem Phosphatgehalt gebildet werden, wobei die Hülle oder der Kern entweder aus Glas mit hohem Phosphatgehalt oder Glas mit niedrigem Phosphatgehalt bestehen kann.

Die optischen Fasern nach der Erfindung können mit konventionellen Faserherstellungstechniken hergestellt werden, beispielsweise Dampfniederschlagtechnik oder Doppelschiffchen-Methode ; zusätzlich können Fasern aus Gläsern mit hohem Phosphatgehalt durch das selektive Verdampfungsverfahren hergestellt werden, das in der erwähnten gleichzeitig in den USA eingereichten Anmeldung beschrieben ist. Bei der Dampfniederschlagstechnik wird eine Dampfphasenreaktion dazu verwendet, Materialien mit variierendem Brechungsindex auf einen Kern nieder-

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zuschlagen. Während des Niederschlags werden die Konzentrationen der einzelnen Materialien variiert, so daß der Zusammensetzungsgradient entsteht, der für das gewünschte Indexprofil benötigt wird. Nach dem Niederschlag wird die hergestellte Vorform thermisch gesintert und kollabiert, und dann zu einer Faser gezogen. Das Sintern, Kollabieren und Ziehen werden so gesteuert, daß keine unerwarteten Änderungen im Gradienten auftreten. Da die niedergeschlagenen Materialien gemeinsam niedergeschlagen werden, müssen sie mit einem einzigen Satz Niederschlagsbedingungen kompatibel sein, so daß die Niederschlagstechnik auf ein Zweikomponenten-System begrenzt ist.

Bei dem Doppelschiffchen-Verfahren werden zunächst Glasmassen hergestellt, die Zusammensetzungen haben, die zur Verwendung als Kern- bzw. Hülle-Endteile geeignet sind. Diese Gläser werden dann erneut geschmolzen und die Pasern werden von konzentrischen Doppelschiffchen aus Platin gezogen. Der kombinierte Glasstrom wird üblicherweise auf einer hohen Temperatur gehalten, um eine Interdiffusion zwischen Kern und Hülle zu erlauben, damit ein sich allmählich änderndes Brechungsindexprofil erhalten wird. Da der Indexgradient während des Faserziehens gebildet wird, wird eine simultane Kontrolle sowohl für den Faserzieh-Prozess als auch den Interdiffusions-Prozess erhalten.

In der erwähnten gleichzeitig eingereichten Anmeldung werden Prozesse beschrieben, die die selektive Verdampfung einer Zusammensetzung einschließen, die die Oberfläche der optischen Faser bildet; dieses Verdampfungsverfahren ist auf Gläser mit hohem Phosphatgehalt anwendbar. Die Hülle wird dadurch geformt, daß die Glaszusammensetzung so erhitzt wird, daß flüchtiges PpOc selektiv verdampft, so daß der Brechungsindex an der Faseroberfläche reduziert wird. Im allgemeinen wird die

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Temperatur hoch genug gewählt (gewöhnlich oberhalb der Glasübergangstemperatur), so daß der Verdampfungsprozess nicht unzulässig lange dauert. Die Temperatur und Zeit der Wärmebehandlung muß jedoch so gewählt werden, daß eine Kristallisierung und Phasentrennung, die bei speziellen Zusammensetzungen eintreten kann, vermieden werden. Darüber hinaus sollte für die Ausführungsformen, die die Erhitzung von Vorformen oder Fasern einschließt, die verwendete Zeit und Temperatur keine unerwünschte Verformung durch viskoses Fließen verursachen. Typische Verdampfungstemperaturen bei Behandlung der Fasern oder Vorformen liegen zwischen etwa 500⁰C und 800⁰C. Der Verdampfungsschritt kann in einem Vakuum durchgeführt werden, um die Rate der P^O^-Verdampfung zu erhöhen. Bei einer Ausführungsform wird die optische Faser dadurch hergestellt, daß zunächst eine Vorform der optischen Faser geformt wird, dann die Vorform wärmebehandelt wird, um den Brechungsindexgradienten einzustellen, und dann die Vorform gezogen wird, um die Faser herzustellen. Die Vorform kann durch Gießen oder Ziehen oder andere geeignete Techniken hergestellt werden. Nachdem die Vorform wärmebehandelt ist, wird die Faser bei hoher Temperatur gezogen, unter Bedingungen, mit denen gewährleistet wird, daß der Teil der Vorform, der an P₂Oc verarmt ist, die Hülle der optischen Faser bildet und der Teil der Vorform, der das Pp^5 nach der Wärmebehandlung behält, den Kern der optischen Faser bildet.

Gemäß einem anderen Aspekt zur Formung der optischen Fasern werden die Komponenten der Glaszusammensetzung geschmolzen, um das Glas zu formen. Die Faser wird dann aus der Schmelze gezogen und während sie gezogen wird, wird sie wärmebehandelt, um eine selektive Verdampfung von PpOc unter den oben angegebenen Bedingungen zu bewirken. Diese Technik kann auch dadurch verwendet werden,

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daß zunächst eine Vorform geformt wird, die optische Faser von der Vorform gezogen wird und diese Faser wärmebehandelt wird, während sie gezogen wird. Ein alternativer Prozess besteht aus der Formung einer Faser durch Ziehen aus der Glasschmelze oder Vorform,. Danach wird die Faser

von der Oberflache

wärmebehandelt, um/Pp^ci unter den oben angegebenen Bedingungen zu verdampfen. Gemäß einem anderen Aspekt der Erfindung kann die Oberfläche der Schmelze erhitzt werden, um eine selektive Verdampfung von Pp^c ^an ^^er Schmelzoberfläche zu erreichen, während die Zusammensetzung in der Masse der Schmelze intakt bleibt. Die Faser wird dann von der Schmelze so gezogen, daß die Hülle der Faser von der Zusammensetzung an der Schmelzenoberfläche geformt wird, und der Kern der Faser von der Zusammensetzung in der Masse der Schmelze geformt wird.

Die angegebenen Verfahren wurden dazu verwendet, Gläser verbesserter Reinheit für UV-Absorptionsmessungen zu präparieren. Wenn auch diese Prozeduren nicht allgemein dazu verwendet wurden, Gläser herzustellen, so bilden sie doch keine erhebliche Änderung in der Herstellungstechnik, da in jedem Falle vor dem Schmelzen eine innige Mischung der bevorzugten Ausgangsoxyde vorhanden ist.

BEISPIEL I

55,2 ml einer l,24-5molaren Al(NO,), Lösung (hergestellt aus Al(NO,), · X HoO mit weniger als 10 ppm Kation-Verunreinigungen) wurde gemischt mit 13,0 ml von 15,05 molarer H₅PO₁^ (mit weniger als 50 ppm Kation-Verunreinigungen). Die Mischung wurde unter Rühren auf etwa 9O⁰C erwärmt. Nach etwa 3,5 Stunden wurde die restliche Lösung in ein Al₂0,-Schiffchen übertragen und dann langsam auf 70O⁰C erhitzt (25°C/h bis etwa 200⁰C₁ 60°C/h bis 4AO⁰C und

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12O°C/h bis 70O⁰C) und 80 Minuten lang auf dieser Temperatur gehalten.

Die resultierende Mischung wurde bei 14-25°C eine Stunde lang in dem Al^O^-Schiffchen gebrannt. Die Schmelze wurde dann in eine vorgewärmte Graphitform gegossen und unter Verwendung üblicher Techniken geglüht.

BEISPIEL II

15,5 ml von 15,05 molarer Η,ΡΟ. wurde mit etwa 150 ml verdünnt. Die Lösung wurde unter Rühren auf etwa 100⁰C erwärmt und 6,147 g Al(OH)₅ und 3,54-9 g H₅BO₅ (weniger als 5 ppm Kation-Verunreinigungen) wurden hinzugefügt. Nach etwa vier Stunden wurde die Suspension in ein AIpO₅-Schiffchen übertragen, das dann langsam auf 700° C erwärmt wurde (vergl. vorangegangenes Beispiel für den Erwärmungsablauf).

Die resultierende Mischung wurde zwei Stunden lang bei 1500⁰C gebrannt. Die Schmelze wurde zwischen Stahlplatten abgeschreckt, und dann unter Verwendung üblicher Techniken geglüht.

BEISPIEL III

115,0 ml einer 1,24-5 molaren Al(NO₅),, Lösung wurden langsam auf 4-00⁰C erwärmt, um H^O und NOp auszutreiben. Nach dem Abkühlen auf Zimmertemperatur wurden etwa 150 ml H₂O und 4-,O ml von 15,05 molarer H₅PO^ hinzugefügt, Die Suspension wurde unter Eühren auf etwa 90°C erwärmt

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und 9,056 g Η,ΒΟ, wurden hinzugefügt. Nach sechs Stunden wurde die Suspension in ein ΑΙρΟ,-Schiffchen übertragen, das dann langsam auf 70O⁰C erwärmtiwurde, wobei der oben beschriebene Plan verwendet wurde. Nach dem Abkühlen auf Zimmertemperatur wurde das resultierende Material aus dem Schiffchen herausgenommen, gemischt und dann in das AlpO^-Schiffchen zurückgebracht.

Die resultierende Mischung wurde zwei Stunden lang bei 1620⁰C gebrannt. Die Schmelze wurde zwischen Stahlplatten abgeschreckt und dann unter Verwendung üblicher Techniken geglüht.

Die Eigenschaften der durch die in den Beispielen beschriebenen Prozesse hergestellten Zusammensetzungen, die hier relevant sind, können wie folgt angegeben werden:

Beispiel I Beispiel II Beispiel III

Wellenlänge (nm),
bei der eine Dicke

von 0,5 mm 50 % der _{1ftfl 1OA Pin} auftreffenden Strah- ^oo ^ ^^xu lung durchlassen
würde (unter Vernachlässigung der
Reflexion)

Brechungsindex 1,522 1,507 1,526

fV

%£'(?-£3Γ 6* 67 5β

Thermischer Dehnungskoe ffizient
' """* 60 52 34

ΙΑ

L INSPECTED

Claims

G7 P27 D Patentansprüche

1. Optische Paser, gekennzeichnet durch einen Kern mit einem Brechungsindex zwischen 1,4-7 und 1,58» der aus einer GlasZusammensetzung mit hohem Phosphatgehalt oder einer Glaszusammensetzung mit niedrigem Phosphatgehalt besteht, wobei die Glaszusammensetzung mit hohem Phosphatgehalt in dem Bereich eines ternären Al₃O₅ - PoOj- - BpO, - Zusammensetzungsdiagramm liegt, der durch die Linien begrenzt ist, die die Zusammensetzungen

28 Mol Al₀O₅ - 72 Mol P₂O₅ - O Mol B₃O₅; 5 Mol Al₂O₅ - 4-5 Mol P₂O₅ - 50 Mol B₃O₅; 10 Mol Al₃O₅ 30 Mol P_o0_c - 60 Mol B₀O, und 4-2 Mol Al₀O, - 58 Mol P_o0_c 0 Mol B₂O, verbinden, und das Glas mit niedrigem Phosphatgehalt eine Zusammensetzung hat, die in dem Bereich eines ternären Al₃O₅ - P₃Oj- - B₃O, Zusammensetzungsdiagramms liegt, der durch die Iso-Zusammensetzungs-Linien 2 und 18 Mol P₃O₅, 30 und 70 Mol Al₃O₅ und 20 und 60 Mol B₃O₅ begrenzt ist, und eine Hülle aus Glas mit hohem Phosphatgehalt oder einem Glas mit niedrigem Phosphatgehalt im soeben definierten Sinne, das einen Brechungsindex hat, der um wenigstens 0,007 kleiner ist als der des zentralen Teils des Kerns.

2. Optische Paser nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Kern aus der Glaszusammensetzung mit hohem Phosphatgehalt besteht.

3. Optische Paser nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Kern aus der Glaszusammensetzung mit niedrigem Phosphatgehalt besteht.

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4. Optische Faser nach Anspruch I₁ 2 oder 3» dadurch gekennzeichnet, daß die Hülle aus dem Glas mit niedrigem Phosphatgehalt besteht.

5. Optische Faser nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Hülle aus dem Glas mit hohem Phosphatgehalt besteht.

6. Optische Faser nach einem der Ansprüche 1 bis 5» dadurch gekennzeichnet, daß das Glas des Kerns und/oder der Hülle bis zu 40 Mol eines Oxyd-Modifiziermittels enthält.

7· Optische Faser nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Oxyd-Modifiziermittel aus SiOp, MgO, CaO, ZrO₂, Na₂O, CdO, ZnO, SnO₂ und/oder CeO₂ besteht.