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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein optisch verstärkendes Glas. Insbesondere
betrifft die vorliegende Erfindung ein optisch verstärkendes
Breitband-Glas, das in einem Wellenlängenbereich von 1,55 bis 1,65 μm eingesetzt
werden kann.
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Für die Zwecke
einer Anwendung im optischen Kommunikationsbereich wurde ein Erdotierter
Lichtle tfaserverstärker
(EDFA) erforscht und entwickelt, bei dem eine Lichtleitfaser, bei
der Er (Erbium) in den Kern dotiert ist, als optisch verstärkendes
Medium verwendet wird, und die Anwendung auf ein optisches Kommunikationssystem
wird aktiv vorangetrieben. Um andererseits mit der zukünftig zu
erwartenden Diversifizierung von Kommunikationsdienstleistungen
Schritt halten zu können,
wurde ein Wellenlängen-Multiplexkommunikationssystem
(WDM) vorgeschlagen, um die Übertragungskapazität zu erhöhen. Die Übertragungskapazität wird mit
zunehmender Anzahl der Wellenlängen-Multiplexkanäle zunehmen.
Die Anwendung eines EDFA auf ein solches Wellenlängen-Multiplex-Kommunikationssystem
wird ebenfalls untersucht. Als gegenwärtig vorgeschlagener EDFA ist
eine Er-dotierte Faser des Quarz-Typs oder eine Er-dotierte Fluoridfaser
bekannt.
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Im
Fall der bekannten Er-dotierten Faser des Quarz-Typs ist jedoch
die Wellenlängenabhängigkeit
der Verstärkung
schart abgegrenzt und die Wellenlängenbreite, bei der eine angemessene
Verstärkung
erhalten werden kann, ist auf einem Niveau von 10 bis 30 nm eng.
Als Ergebnis ist die Anzahl der Wellenlängen-Multiplexkanäle auf ein
Niveau von 30 bis 40 Kanälen
beschränkt,
so lange ein herkömmlicher
EDFA verwendet wird.
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Wenn
ein EDFA, der innerhalb eines breiteren Wellenlängenbereichs eine gleichmäßige Verstärkung zeigt,
realisiert werden kann, kann die Nutzsignalwellenlänge verbreitert
werden und es kann eine wesentliche Verbesserung der Übertragungskapazität erwartet
werden. Folglich ist die Realisierung eines solchen EDFA erwünscht.
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Zur
Lösung
dieses Problems wurde ein optischer Verstärker vorgeschlagen, der in
einem breiten Wellenlängenbereich
verwendet werden kann, und zwar durch Anordnen von Verstärkern, die
sich in ihren Verstärkungscharakteristika
bezüglich
der Wellenlänge
unterscheiden, in Reihe oder parallel. Es gab jedoch Probleme dahingehend,
dass eine Tendenz zu einer komplexen Struktur besteht und dass es
einen Bereich gibt, bei dem in der Nähe der Mitte des Wellenlängenbereichs
keine Verstärkung
möglich
ist. Ferner schlägt
die JP-A-8-110535
ein Glas des Telluritoxid-Typs als Glas vor, das eine Breitbandverstärkung ermög licht.
Das Glas des Tellurit-Typs weist jedoch gewöhnlich einen niedrigen Glasübergangspunkt
auf und ist thermisch instabil. Zur Verbesserung der Verstärkung eines
optischen Verstärkers
ist es erforderlich, einen Anregungslaserstrahl mit hoher Intensität in das
Glas einzuführen,
wodurch es wahrscheinlich ist, dass durch den Laserstrahl mit hoher
Intensität
thermische Beschädigungen
verursacht werden.
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Es
ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die vorstehend genannten
Probleme zu lösen
und ein optisch verstärkendes
Glas bereitzustellen, das einen hohen Glasübergangspunkt und eine große Wellenlängenbreite
aufweist, in welcher die Verstärkung
erhältlich
ist.
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein optisch verstärkendes Glas bereit, das eine
Glasmatrix mit Er-Dotierung in einer Menge von 0,01 bis 10 %, dargestellt
durch Massenprozent, umfasst, wobei die Glasmatrix, dargestellt
durch Mol-% auf Basis der folgenden Oxide, im Wesentlichen aus
Bi2O3 | 20
bis 80, |
B2O3 | 0
bis 75, |
SiO2 | 0
bis 75, |
Al2O3 | 0
bis 10, |
Ga2O3 | 0
bis 30, |
WO3 | 0
bis 30, |
TeO2 | 0
bis 30, |
GeO2 | 0
bis 30, |
TiO2 | 0
bis 30, |
SnO2 | 0
bis 30, |
besteht, wobei die Gesamtgehalte von B
2O
3 und SiO
2 von 5
bis 75 Mol-% betragen und die Gesamtgehalte von Ga
2O
3, WO
3 und TeO
2 von 0,1 bis 35 Mol-% betragen, und wobei
im Wesentlichen kein CeO
2 enthalten ist
(erste Ausführungsform).
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Ferner
stellt die vorliegende Erfindung ein optisch verstärkendes
Glas bereit, bei dem die Glasmatrix, dargestellt durch Mol-% auf
Basis der folgenden Oxide, im Wesentlichen aus:
Bi2O3 | 30
bis 60, |
B2O3 | 0
bis 40, |
SiO2 | 10
bis 40, |
Al2O3 | 0
bis 10, |
Ga2O3 | 0
bis 25, |
WO3 | 0
bis 10, |
TeO2 | 0
bis 20, |
GeO2 | 0
bis 10, |
TiO2 | 0
bis 10, |
SnO2 | 0
bis 10, |
besteht, wobei die Gesamtgehalte von B
2O
3 und SiO
2 von 10
bis 55 Mol-% betragen, die Gesamtgehalte von Ga
2O
3, WO
3 und TeO
2 von 5 bis 35 Mol-% betragen und die Gesamtgehalte
von SiO
2 und TeO
2 von
10 bis 45 Mol-% betragen, und wobei im Wesentlichen kein CeO
2 enthalten ist (zweite Ausführungsform).
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Ferner
stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines
optisch verstärkenden
Glases bereit, welches ein Verfahren zur Herstellung des optisch
verstärkenden
Glases der zweiten Ausführungsform
ist, durch Schmelzen von Rohstoffen, wobei die Temperatur zum Schmelzen
der Rohstoffe für
das optisch verstärkende
Glas höchstens
1200°C beträgt.
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Die 1 ist
ein Graph, der die Durchlässigkeitskurven
von Gläsern
in den Beispielen 10 und 11 zeigt. Die 2 ist ein
Graph, der die Absorptionskoeffizientenkurven von Gläsern in
den Beispielen 10 und 11 zeigt.
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Das
erfindungsgemäße optisch
verstärkende
Glas wird gewöhnlich
in Form einer Faser verwendet.
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In
dem erfindungsgemäßen optisch
verstärkenden
Glas ist Er in einer Menge von 0,01 bis 10 %, dargestellt durch
Massenprozent, in das Matrixglas dotiert. Dabei wird das Matrixglas
als 100 % betrachtet. Ferner wird das Matrixglas in dem erfindungsgemäßen optisch
verstärkenden
Glas nachstehend einfach als Matrixglas der vorliegenden Erfindung
bezeichnet.
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Wenn
die vorstehend genannte Menge an dotiertem Er weniger als 0,01 %
beträgt,
kann die gewünschte
optische Verstärkung
nicht erreicht werden. Vorzugsweise beträgt die Er-Menge mindestens
0,1 %, mehr bevorzugt mindestens 0,3 %. Wenn die Er-Menge 10 % übersteigt,
findet ein optisches Löschphänomen durch
die Konzentration statt, wodurch die optische Verstärkung abnimmt.
Die Er-Menge beträgt
höchstens
8 %, mehr bevorzugt höchstens
5 %, besonders bevorzugt höchstens
4 %. Ferner ist es in einem Fall, bei dem das erfindungsgemäße optisch
verstärkende
Glas als Faser geformt verwendet wird, bevorzugt, die Menge des
zu dotierenden Er abhängig
von der Faserlänge
einzustellen. Insbesondere ist es bevorzugt, die Menge in einem
Fall, bei dem die Faser lang ist, klein einzustellen, oder die Menge
in einem Fall, bei dem die Faser kurz ist, groß einzustellen.
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Der
Glasübergangspunkt
des erfindungsgemäßen optisch
verstärkenden
Glases beträgt
vorzugsweise mindestens 360°C.
Wenn der Glasübergangspunkt
unter 360°C
liegt, besteht die Tendenz, dass das Glas thermisch beschädigt wird,
wenn die Temperatur durch die Verwendung eines Laserstrahls mit
hoher Intensität als
Anregungsstrahl lokal hoch wird, wodurch die gewünschte optische Verstärkung nicht
erhalten werden kann. Der Glasübergangspunkt
beträgt
mehr bevorzugt mindestens 380°C,
besonders bevorzugt mindestens 400°C.
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Nachstehend
wird die Zusammensetzung der Glasmatrix beschrieben, wobei Mol-%
einfach als % angegeben werden.
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Bi2O3 ist eine essentielle
Komponente. Wenn die Bi2O3-Menge
weniger als 20 % beträgt,
besteht eine Tendenz dahingehend, dass die Wellenlängenbreite Δλ, bei der
die Verstärkung
erhältlich
ist, klein ist. Die Bi2O3-Menge
beträgt
vorzugsweise mindestens 30 %, mehr bevorzugt mindestens 40 %. Wenn
die Bi2O3-Menge
80 % übersteigt,
kann eine Vitrifikation schwierig sein oder während der Verarbeitung zu einer
Faser findet eine Devitrifikation statt, oder es besteht eine Tendenz
dahingehend, dass der Glasübergangspunkt
einen niedrigen Wert aufweist. Die Bi2O3-Menge beträgt vorzugsweise höchstens
70 %, mehr bevorzugt höchstens 60
%. Dabei bedeutet Devitrifikation eine wesentliche Kristallabscheidung,
die während
der Verarbeitung der Faser zu einem Faserbruch führt oder ein Reißen der
Faser mit sich bringt, wenn sie als optisch verstärkende Glasfaser
verwendet wird.
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B2O3 und SiO2 sind Netzwerkbildner und mindestens eines
davon muss enthalten sein, um die Glasbildung durch Unterdrücken einer
Kristallabscheidung während
der Glasherstellung zu unterdrücken.
Wenn ihr Gesamtgehalt weniger als 5 % beträgt, kann die Vitrifikation
schwierig sein oder es besteht eine Tendenz dahingehend, dass die
optische Verstärkung
unzureichend ist, oder es ist wahrscheinlich, dass während der
Verarbeitung zu einer Faser eine Devitrifikation stattfindet. Der
Gesamtgehalt beträgt
mehr bevorzugt mindestens 10 %, besonders bevorzugt mindestens 15
%, ganz besonders bevorzugt mindestens 19 %. Wenn der Gesamtgehalt
75 % übersteigt,
neigt die optische Verstärkung
dazu, unzureichend zu sein. Der Gesamtgehalt beträgt vorzugsweise
höchstens
55 %, besonders bevorzugt höchstens
49 %.
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Der
B2O3-Gehalt darf
höchstens
75 %, vorzugsweise höchstens
50 %, mehr bevorzugt höchstens
40 %, besonders bevorzugt höchstens
30 % betragen. Wenn B2O3 enthalten
ist, beträgt
dessen Gehalt vorzugsweise mindestens 1 %.
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Der
SiO2-Gehalt darf höchstens 75 %, vorzugsweise
höchstens
50 %, mehr bevorzugt höchstens
40 % betragen. Wenn B2O3 enthalten
ist, beträgt
dessen Gehalt vorzugsweise mindestens 1 %. Der SiO2-Gehalt beträgt mehr
bevorzugt mindestens 10 %, besonders bevorzugt mindestens 19 %.
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Al2O3 ist nicht essentiell,
kann jedoch in einer Menge bis zu 10 % enthalten sein, um die Glasbildung durch
die Unterdrückung
der Kristallabscheidung während
der Glasherstellung zu erleichtern. Wenn der Al2O3-Gehalt 10 % übersteigt, besteht eine Tendenz
dahingehend, dass die optische Verstärkung abnimmt. Der Al2O3-Gehalt beträgt mehr
bevorzugt höchstens
9 %, besonders bevorzugt höchstens
8 %, insbesondere höchstens
7 %. Wenn Al2O3 enthalten
ist, beträgt
dessen Gehalt vorzugsweise mindestens 0,1 %. Der Al2O3-Gehalt beträgt mehr bevorzugt mindestens
1 %.
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Ga2O3, WO3 und
TeO2 sind Komponenten, die Δλ erhöhen. Eine
dieser drei Komponenten muss enthalten sein, jedoch sind die beiden
anderen Komponenten nicht essentiell. Wenn der Gesamtgehalt dieser
drei Komponenten weniger als 0,1 % beträgt, neigt Δλ zu einem kleinen Wert. Der
Gesamtgehalt beträgt
vorzugsweise mindestens 3 %, mehr bevorzugt mindestens 5 %. Wenn
der Gesamtgehalt 35 % übersteigt,
besteht eine Tendenz dahingehend, dass die optische Verstärkung abnimmt.
Der Gesamtgehalt beträgt
vorzugsweise höchstens
30 %, mehr bevorzugt höchstens
25 %.
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Der
Ga2O3-Gehalt darf
höchstens
30 %, vorzugsweise höchstens
25 %, mehr bevorzugt höchstens
20 % betragen. Wenn Ga2O3 enthalten
ist, beträgt
dessen Gehalt vorzugsweise mindestens 1 %. Der Ga2O3-Gehalt beträgt mehr bevorzugt mindestens
5 %.
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Der
WO3-Gehalt darf höchstens 30 %, vorzugsweise
höchstens
20 %, mehr bevorzugt höchstens
10 % betragen. Wenn WO3 enthalten ist, beträgt dessen
Gehalt vorzugsweise mindestens 1 %. Der WO3-Gehalt beträgt mehr
bevorzugt mindestens 3 %.
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Der
TeO2-Gehalt darf höchstens 30 %, vorzugsweise
höchstens
20 % betragen. Wenn TeO2 enthalten ist,
beträgt
dessen Gehalt vorzugsweise mindestens 1 %. Der TeO2-Gehalt
beträgt
mehr bevorzugt mindestens 3 %.
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Um
die Glasbildung durch die Unterdrückung der Kristallabscheidung
während
der Glasherstellung zu erleichtern, ist es bevorzugt, das mindestens
eines von Al2O3 und
Ga2O3 enthalten
ist, und deren Gesamtgehalt beträgt
höchstens
30 %. Wenn der Gesamtgehalt 30 übersteigt,
besteht eine Tendenz dahingehend, dass die Vitrifikation schwierig
ist, oder der Glasübergangspunkt
neigt zu einem zu niedrigen Wert. Der Gesamtgehalt beträgt vorzugsweise
höchstens
25 %. Der Gesamtgehalt beträgt
vorzugsweise mindestens 1 %. Der Gesamtgehalt beträgt mehr
bevorzugt mindestens 3 %.
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Bi2O3 neigt während des
Schmelzens von Glas zur Abscheidung als metallisches Bismut und
dadurch zur Verminderung der Transparenz des Glases. Um diese Tendenz
zu unterdrücken,
beträgt
der Gesamtgehalt von SiO2 und TeO2 vorzugsweise 10 bis 45 %. Wenn der Gesamtgehalt
45 % übersteigt,
ist es wahrscheinlich, dass eine Devitrifikation stattfindet. Der
Gesamtgehalt beträgt
mehr bevorzugt höchstens
40 %, besonders bevorzugt höchstens
38 %. Ferner beträgt
der Gesamtgehalt der vorstehend genannten Komponenten mehr bevorzugt
mindestens 12 %, besonders bevorzugt mindestens 14 %.
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GeO2 ist nicht essentiell, weist jedoch Effekte
dahingehend auf, dass es die Glasbildung erleichtert und den Brechungsindex
erhöht,
und es kann in einer Menge bis zu 30 % enthalten sein. Wenn die
GeO2-Menge 30 % übersteigt, neigt das Glas zur
Kristallisation. Die GeO2-Menge beträgt vorzugsweise
höchstens
10 %, mehr bevorzugt höchstens
5 %. Wenn GeO2 enthalten ist, beträgt dessen
Gehalt vorzugsweise mindestens 0,1 %. Der GeO2-Gehalt
beträgt
mehr bevorzugt mindestens 1 %.
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TiO2 und SiO2 sind jeweils
nicht essentiell, können
jedoch in einem Bereich bis zu 30 % enthalten sein, um während der
Verarbeitung einer Faser eine Devitrifikation zu unterdrücken. Deren
Gehalt beträgt
jeweils mehr bevorzugt höchstens
10 %.
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Die
Glasmatrix besteht im Wesentlichen aus den vorstehend genannten
Komponenten, kann jedoch Komponenten, die von den vorstehend genannten
Komponenten verschieden sind („andere
Komponenten"), in
einem Bereich enthalten, der die Zwecke der vorliegenden Erfindung
nicht beeinträchtigt.
Um beispielsweise eine Devitrifikation während der Verarbeitung einer
Faser zu unterdrücken
oder um die Vitrifikation zu erleichtern, können z.B. BeO, MgO, CaO, SrO,
BaO, Li2O, Na2O,
K2O, Cs2O, ZrO2, La2O3,
ZnO, CdO, In2O3 und
PbO enthalten sein. Der Gesamtgehalt solcher anderer Komponenten
beträgt
vorzugsweise höchstens
20 %. Der Gesamtgehalt beträgt
mehr bevorzugt höchstens
10 %.
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Ferner
ist CeO2 eine Komponente, die dazu neigt,
das Glas gelb oder orange zu färben,
und die Glasmatrix in der vorliegenden Erfindung enthält im Wesentlichen
kein CeO2, d.h. dessen Gehalt ist nicht
höher,
als es der Konzentration als Verunreinigung entspricht. Das Verfahren
zur Herstellung des erfindungsgemäßen optisch verstärkenden
Glases ist nicht speziell beschränkt.
Beispielsweise kann es durch ein Schmelzverfahren hergestellt werden,
bei dem Rohstoffe formuliert und gemischt, in einen Platintiegel,
einen Aluminiumoxidtiegel, einen Quarztiegel oder einen Indiumtiegel
eingebracht und an der Luft bei einer Schmelztemperatur von 800
bis 1300°C
geschmolzen werden und die erhaltene Schmelze in eine vorgegebene
Form gegossen wird. Ansonsten kann es mit einem von dem Schmelzverfahren
verschiedenen Verfahren hergestellt werden, wie z.B. einem Sol-Gel-Verfahren
oder einem Gasphasendampfabscheidungsverfahren.
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Aus
dem auf diese Weise hergestellten Glas wird eine Vorform hergestellt
und dann zu einer Faser geformt, oder eine Faser wird mit einem
Doppeltiegelverfahren hergestellt, um eine optisch verstärkende Faser zu
erhalten.
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Ferner
ist es zum Zeitpunkt der Herstellung des optisch verstärkenden
Glases der zweiten Ausführungsform
bevorzugt, die Schmelztemperatur in dem vorstehend genannten Schmelzverfahren
auf höchstens 1200°C einzustellen.
Wenn die Schmelztemperatur 1200°C übersteigt,
ist es wahrscheinlich, dass Bi2O3 in dem geschmolzenen Glas als metallisches
Bismut abgeschieden wird, wodurch es wahrscheinlich ist, dass die Tendenz
zur Verminderung der Transparenz des Glases zunimmt. Die Schmelztemperatur
beträgt
mehr bevorzugt höchstens
1150°C,
besonders bevorzugt höchstens
1100°C.
Ferner kann die vorstehend genannte Schmelztemperatur auf einem
beliebigen Niveau liegen, so lange es sich mindestens um eine Temperatur
handelt, bei der das Glas geschmolzen werden kann, und sie beträgt z.B.
vorzugsweise mindestens 1000°C.
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Nachstehend
werden erfindungsgemäße Beispiele
beschrieben.
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Es
wurden Gläser
der Beispiele 1 bis 12 hergestellt, bei denen Er in Glasmatrizen
dotiert worden ist, welche die in der Tabelle 1 in den Zeilen für Bi2O3 bis CeO2 gezeigten Zusammensetzungen in Mol-% aufwiesen.
Die dotierte Er-Menge ist in Massenprozent auf der Basis von 100
% der Glasmatrix gezeigt. Die Beispiele 1 bis 11 wurden durch ein
Schmelzverfahren bei einer Schmelztemperatur von 1100°C hergestellt
und Beispiel 12, bei dem es sich um ein Er-dotiertes Glas des Quarz-Typs
handelte, wurde mit einem Gasphasendampfabscheidungsverfahren hergestellt.
Die Beispiele 1 bis 10 sind Ausführungsbeispiele
der vorliegenden Erfindung und die Beispiele 11 und 12 sind Vergleichsbeispiele.
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Bezüglich der
Gläser
der Beispiele 1 bis 12 wurden der Brechungsindex n bei einer Wellenlänge von 1,55 μm, die Glasübergangstemperatur
Tg (Einheit: °C)
und die Verstärkungswellenlängenbreite Δλ (Einheit: nm)
mit den folgenden Verfahren gemessen. n, Tg, Δλ und die Farbe des Glases sind
in der Tabelle gezeigt.
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n:
Mit einem Ellipsometer gemessen.
Tg: Mittels Differentialthermoanalyse
(DTA) gemessen.
Δλ: Eine Probe
wurde mit einem Laserstrahl mit einer Wellenlänge von 980 nm angeregt und
Δλ wurde aus
einem durch diese Anregung erhaltenen Emissionsspektrum erhalten. Δλ beträgt vorzugsweise mindestens
40 nm.
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Um
den Einfluss des CeO2-Gehalts zu untersuchen,
wurden Beispiel 10, das kein CeO2 enthielt,
und Beispiel 11, das CeO2 enthielt, jeweils
auf eine Dicke von 4 mm poliert und die Durchlässigkeiten bei Wellenlängen von
400 bis 2000 nm wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in der 1 gezeigt.
Die breite Linie stellt die Durchlässigkeitskurve von Beispiel
10 dar und die schmale Linie stellt die Durchlässigkeitskurve von Beispiel
11 dar. Verglichen mit dem Beispiel 10, das kein CeO2 enthielt,
wurde gefunden, dass die Durchlässigkeit im
Beispiel 11, das CeO2 enthielt, in einem
Bereich niedrig war, bei dem die Wellenlänge 1400 nm oder weniger betrug.
Das Beispiel 11, das eine intensiv gelbe Farbe aufwies, ist durch
den Beginn der starken Durchlässigkeitsabnahme
in der Nähe
einer Wellenlänge
von 600 nm dargestellt.
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Die 2 ist
eine Absorptionskoeffizentenkurve (wobei die Ordinate einen logarithmischen
Maßstab aufweist),
die aus den vorstehend genannten Durchlässigkeitsdaten berechnet worden
ist. Die breite Linie stellt die Absorptionskoeffizentenkurve von
Beispiel 10 dar und die schmale Linie stellt die Absorptionskoeffizentenkurve
von Beispiel 11 dar.
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Aus
der 2 ist ersichtlich, dass der Absorptionskoeffizent
des Hintergrunds von Beispiel 11 innerhalb eines Wellenlängenbereichs
von 400 bis 1700 nm größer ist
als der von Beispiel 10. Es wird angenommen, dass der Absorptionspeak
in der Nähe
von 400 nm, der auf Celonen zurückzuführen ist,
bis 1700 nm reicht. Eine solche Zunahme des Absorptionskoeffizienten
führt zu
einer Zunahme des Verlusts des Anregungslichts mit einer Wellenlänge von
980 nm und einer Zunahme des Verlusts an Signallicht mit einer Wellenlänge von
1550 bis 1650 nm, was unerwünscht
ist.
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Im
Beispiel 11 wird festgestellt, dass die Absorption am Absorptionspeak
bei einer Wellenlänge
von 1500 nm dazu tendiert, sogar bis in den Bereich des zu verstärkenden
Lichts zu reichen. Dies führt
zu einem Verlust der Verstärkung
im Wellenlängenbereich
von 1550 bis 1650 nm, was unerwünscht
ist.
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Durch
die Verwendung des erfindungsgemäßen optisch
verstärkenden
Glases wird eine optische Verstärkung
in einem breiteren Band möglich
und eine Informationsübertragung
mit hoher Kapazität
mit einem Wellenlängen-Multiplexkommunikationssystem
wird möglich.
Ferner ist es selbst dann, wenn ein Laserstrahl mit einer hohen
Intensität
als Anregungsstrahl verwendet wird, unwahrscheinlich, dass thermische
Beschädigungen
stattfinden. Ferner sind die Absorptionskoeffizienten bei Wellenlängen von
400 bis 1700 nm klein, wodurch die optische Verstärkung verbessert
werden kann.