DE60119329T2 - Verstärkungsmedium mit niedriger Phononenenergie und dessen Herstellung - Google Patents

Verstärkungsmedium mit niedriger Phononenenergie und dessen Herstellung Download PDF

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Description

  • HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • Die Erfindung betrifft ein Verstärkungsmedium mit niedriger Phononenenergie, aktive Vorrichtungen, die ein solches Verstärkungsmedium umfassen und ein Verfahren, um ein solches Verstärkungsmedium herzustellen.
  • Es ist wohl bekannt, dass optische Verstärkungsmedien die Basis von sowohl Laser als auch optischen Verstärkern bilden. Viele Verstärkermedien sind im festen Zustand und umfassen ein Wirtsmaterial, das mit aktiven Dotierionen, wie z.B. seltenen Erdionen dotiert ist. Siliciumdioxid ist ein besonders übliches Wirtsmaterial für Verstärker, teilweise weil das Material weit verbreitet in optischen Fasern verwendet wird. Ein Siliciumdioxidverstärker ist hoch kompatibel mit einer Siliciumdioxidtransmissionsfaser; sie können mit niedrigen Verlusten miteinander gekoppelt werden.
  • Ein integrierter Faserlaser kann aus einem solchen Verstärkungsmedium durch zusätzliches Einschließen eines fotoempfindlichen Dotiermittels, wie z.B. Zinn, erzeugt werden. Die Fotoempfindlichkeit des Zinns ermöglicht es, dass optische Gitter direkt in die Fasern geschrieben werden, um die notwendigen Hohlspiegel (cavity mirrors) bereitzustellen. Ein Co-dotieren von Siliciumdioxidfasern mit den seltenen Erdionen Ebrium oder Ytterbium für eine Verstärkung und Zinn für eine Fotoempfindlichkeit wurde verwendet, um Faserlaser zu erzeugen [1]. Zinnoxid-dotiertes Silicaglas wurde durch eine modifizierte chemische Dampfabscheidung (MCVD) und das Sol-Gel-Verfahren [2–4] erzeugt und Zinnoxid-dotierte Silicaglaskeramik durch das Sol-Gel-Verfahren allein [3, 4].
  • Die EP-A-1 139 518, die Stand der Technik gemäß Artikel 54(3) EPÜ bildet, offenbart eine aktive Faser, umfassend ZrO2 und seltene Erdionen.
  • Eine wichtige Eigenschaft eines Wirtsmaterials für ein Verstärkungsmedium ist seine prinzipielle optische Phononenenergie. Eine große Phononenenergie ist mit kurzen Trägerlebenszeiten assoziiert, die sich aus großen nicht-strahlenden Rekombinationsraten ergeben. Für ein Wirtsmaterial mit einer maximalen Phononenenergie Ep und einem aktiven Dotiermittel mit einem Lasing-Energieübergang ΔE ist die nicht-strahlende Rekombinationsrate eine starke Funktion des Verhältnisses R = ΔE/Ep. Je niedriger der Wert von R, desto höher die Wahrscheinlichkeit für eine unerwünschte nicht-strahlende Rekombination. Daher sind Wirtsmaterialien mit niedrigen Phononenenergien Ep nötig, insbesondere für kleine Lasing-Energieübergänge ΔE.
  • Unglücklicherweise hat Siliciumdioxid eine hohe prinzipielle optische Phononenenergie, die sich aus Beiträgen von Schwingungen der Si-O-Bindung ergibt, in der Nachbarschaft von 1.000 cm–1 [5]. Daher ist Siliciumdioxid nachteilig so weit die Phononenenergie betroffen ist, obwohl es ein nützliches Wirtsmaterial in betreff auf seine Kompatibilität mit üblicherweise verwendeten Fasern ist.
  • Fluoridglasarten wurden als Alternative für Siliciumdioxid vorgeschlagen [5, 6]. Die Phononenenergie liegt bei 500 cm–1, was diese Materialien für das Bewirten aktiver Dotiermittel mit niedriger ΔE geeigneter macht. Fluoridglase haben jedoch eine niedrige Kompatibilität mit Siliziumdioxid-optischen Fasern und es ist schwierig Niedrig-Verluste-Fasern direkt aus Fluoridglasen zu erzeugen.
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Gemäß der Erfindung wird ein optisches Verstärkungsmedium bereitgestellt, umfassend ein Glaskeramik-Wirtsmaterial, das Cluster eines kristallinen Oxidmaterials beinhaltet und das mit aktiven Ionen dotiert ist, konzentriert an den Clustern. In einer Ausführungsform enthalten die Cluster Zinnoxid.
  • Es wurde entdeckt, dass in Gegenwart von Zinnoxidclustern das Dotieren mit aktiven Ionen dazu führt, dass die aktiven Ionen an den Zinnoxidclustern konzentriert sind, anstelle einer gleichmäßigen Verteilung durch das Wirtsmaterial, wie erwartet werden könnte. Die aktiven Ionen erfahren daher vorrangig die Niedrig-Phononenenergie-Umgebung der Zinnoxidcluster, anstelle der Phononenumgebung des Wirts. Das Wirtsmaterial kann daher ohne Rücksicht auf seine Phononenenergie gewählt werden, was es ermöglicht, dass Wirtsmaterialien mit hoher Phononenenergie, wie z.B. Siliciumdioxid, ohne die üblichen Nachteile verwendet werden können. Es wird so möglich ein Verstärkungsmedium zu erzeugen, das auf einem Siliciumdioxid-Wirtsmaterial basiert, das eine verbesserte Trägerlebenszeit aufweist (d.h. eine reduzierte nicht-strahlende Rekombinationsrate) im Vergleich mit konventionellem aktivem ionendotiertem Siliciumdioxid, worin die aktiven Ionendotiermittel gleichmäßig durch den Siliciumdioxidwirt verteilt sind.
  • Die Cluster können aus im wesentlichen reinem Zinnoxid bestehen. Ausführungsformen der Erfindung verwenden jedoch andere Oxide, so dass die kristallinen Oxidmaterialien ein Oxid von mindestens einem von Zirkon, Scandium, Yttrium, Lutetium, Titan und Hafnium beinhalten. Wie Zinn haben diese Materialien niedrige Phononenenergien, so dass die aktiven Ionen eine geringere Phononenenergie als diejenige des Wirtsmaterials erfahren.
  • In Ausführungsformen der Erfindung ist das Wirtsmaterial Siliciumdioxid oder ein Silikatglas, um mit anderen Siliciumdioxid- oder Silicaglaskomponenten kompatibel zu sein und so eine Kompatibilität im Hinblick auf den Brechungsindex und andere optische, physikalische und chemische Eigenschaften bereitzustellen. Daher können Faserkomponenten miteinander mit niedrigen Spleißverlusten und niedrigen Fresnel-Verlusten verbunden werden. Ähnlich können ebene Vorrichtungen einfacher integriert werden. Die optische Modusverteilung kann ebenfalls von einer Komponente zur nächsten konstant gehalten werden. Das Verstärkungsmedium der Erfindung ist daher gegenüber den vorher vorgeschlagenen Wirtsmaterialien mit niedriger Phononenenergie, basierend auf Fluoridglasen, überlegen, die mit Siliciumdioxid inkompatibel sind und Silicaglasen, die direkt mit aktiven Ionen dotiert sind.
  • In Ausführungsformen der Erfindung sind die aktiven Ionen seltene Erdionen, wie z.B. Er, Pr, Nd oder Tm. Die Erfindung kann jedoch auf andere aktive Ionen anwendbar sein. In einem Beispiel wird das seltene Erdelement Tm als die aktiven Ionen in einem Verstärker für eine Amplifikation in einem Bereich von 1.450 bis 1.520 nm verwendet und insbesondere um 1.470 nm, was Anwendungen in dichten Wellenlängen Divisionsmultiplex (DWDM)-Systemen hat, die zwischen den zweiten und dritten Telekommunikationsfenstern arbeiten. Demgegenüber ist bekannt, dass Vorrichtungen, die aus Siliciumdioxid hergestellt werden, das direkt mit Tm3+-Ionen dotiert ist, aufgrund der hohen Phononenenergie von Siliciumdioxid ein unerwünscht hohes Niveau eines nicht-strahlenden Zerfalls bei einem 1.470 nm-Lasingübergang aufweisen.
  • Zumindest aus den bis jetzt durchgeführten Experimenten erscheint es, dass das Zinnoxid oberhalb einer bestimmten Konzentration vorliegen muss, um eine Clusterbildung zu induzieren. In den Beispielen wird eine Zinnoxidkonzentration von mehr als ungefähr 0,5 mol-% für die gewünschte Glaskeramikbildung mit Clustern benötigt. Es wird angenommen, dass das Zinnoxid mit Konzentrationen von 30 mol-% oder darüber vorliegen kann.
  • Die Zinnoxidcluster können Nanocluster sein, typischerweise mit Clusterdurchmessern von 5 bis 10 nm. Clusterdurchmesser von bis zu 50 nm können annehmbar sein, obwohl kleinere Clustergrößen im Bereich von 1 bis 10 nm bevorzugt werden. Der Clusterdurchmesser sollte klein genug sein, um signifikante Streuverluste bei der Betriebswellenlänge, z.B. bei 1,3 oder 1,5 μm, aus der Brechungsindexdifferenz zwischen Zinnoxid und dem Wirtsmaterial zu vermeiden.
  • Der Glaskeramikwirt mit den Zinnoxidclustern hat eine gute Mischbarkeit mit seltenen Erdionen, so dass hohe Konzentrationen an seltenen Erdionen aufgenommen werden können. Ein Dotieren mit seltenen Erden bei Konzentrationen von bis zu 2 mol-% ist möglich, wobei das Dotieren vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 2 mol-% liegt. Hohe Dotierkonzentrationen der aktiven Ionen oberhalb von 1 mol-% ermöglichen die Herstellung kleinerer optischer Vorrichtungen, da ein ausreichend hohes Niveau von aktiven Ionen zur Bereitstellung einer bestimmten Menge einer Verstärkung innerhalb eines kleineres Volumens des Verstärkungsmediums enthalten sein kann. Die Konzentration der aktiven Ionen muss jedoch unterhalb des Niveaus gehalten werden, bei dem die aktiven Ionen ausgefällt werden und in dem Wirt kristallisieren, das dies die Lebenszeit im angeregten Zustand der aktiven Ionen in unerwünschter Weise reduzieren kann.
  • In den unten beschriebenen Beispielen ist das Wirtsmaterial Silicaglas. Silicatglase, wie z.B. Germanosilicat-, Phosphosilicat oder Borsilicatglas können in den anderen Beispielen verwendet werden.
  • Das Verstärkungsmedium kann in Lasern und optischen Verstärkern, in Fasern, ebenen Wellenleitern oder anderer Wellenleitertechnologie verwendet werden.
  • Verstärkungsmedien gemäß der vorliegenden Erfindung können durch Sol-Gel-Verfahren hergestellt werden, die eine gute Kontrolle über die Zinnoxidclustergrößen bilden. Andere Verfahren können jedoch zur Erzeugung des Verstärkungsmediums geeignet sein.
  • Genauer gesagt betrifft ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung ein Herstellungsverfahren für ein optisches Verstärkungsmedium, umfassend: Bereiten einer Lösung, welche Zinn und aktives Ion aufweist; ermöglichen, dass die Lösung ein Gel bildet; Verdampfen des Gels, so dass eine Xerogelprobe gebildet wird und Sintern der Xerogelprobe, so dass durch Behandeln mit einem Wärmezyklus ein glaskeramisches Material gebildet wird, welches Cluster aus kristallinem Zinnoxid aufweist.
  • In einer Ausführungsform dieses Verfahrens umfasst der Erhitzungszyklus: Erwärmen der Probe von einer ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre, Halten der Probe bei der zweiten Temperatur, Erwärmen der Probe von der zweiten Temperatur auf eine dritte Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre oder in einem Vakuum, Erwärmen der Probe von der dritten Temperatur auf eine vierte Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre, Halten der Probe bei der vierten Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre und Abkühlen der Probe von der vierten Temperatur auf die erste Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Für ein besseres Verständnis der Erfindung und um zu zeigen, wie dieselbe in die Praxis umgesetzt werden kann, wird nun beispielhaft auf die begleitenden Zeichnungen Bezug genommen, worin:
  • 1 einen Wärmezyklus zeigt, verwendet bei der Herstellung von Proben von Verstärkungsmedien durch ein Sol-Gel-Verfahren;
  • 2 zeigt gemessene ultraviolette Absorptionsspektren von einer Probe eines Verstärkungsmediums gemäß der vorliegenden Erfindung und von einer Vergleichsprobe;
  • 3 zeigt gemessene Raman-Spektren von einer Probe eines Verstärkungsmediums gemäß der vorliegenden Erfindung und von zwei Vergleichsproben;
  • 4 zeigt gemessene Fotolumineszenzspektren von zwei Proben der Verstärkungsmedien gemäß der vorliegenden Erfindung und drei Vergleichsproben.
  • 5 zeigt die gemessene optische Absorption aufgrund des 4I15/2 → 4I13/2-Übergangs von Erbiumionen von fünf Proben der Verstärkungsmedien gemäß der vorliegenden Erfindung;
  • 6 zeigt einen optischen Faserverstärker gemäß einer Ausführungsform der Erfindung;
  • 7 zeigt einen optischen Faserlaser gemäß einer Ausführungsform der Erfindung;
  • 8 zeigt einen Faser-Bragg-Gitter (grating)-Reflektor, wie verwendet in dem Laser von 7; und
  • 9 zeigt einen optischen Verstärker, implementiert in ebene Wellenleiter gemäß einer Ausführungsform der Erfindung.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG
  • HERSTELLUNG DER VERSTÄRKUNGSMEDIEN
  • Die optischen Verstärkungsmedien, die in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen beschrieben werden, sind vom Glas-Keramik-Typ, umfassend ein Siliciumdioxid-Wirtsmaterial, das Cluster von Zinnoxid enthält, an denen aktive Ionen konzentriert sind.
  • Proben des Verstärkungsmediums wurden durch ein Sol-Gel-Verfahren hergestellt. Sol-Gel-Verarbeitungsverfahren sind für die Erzeugung von Glas und Glaskeramik bekannt. Die Techniken involvieren zunächst die Herstellung einer Lösung (Sol) von Vorläufermolekülen in einem Lösungsmittel. Die Moleküle reagieren miteinander, um ein nasses Gel zu bilden, von dem ein trockneres Xerogel durch Verdampfung erzeugt wird. Das Xerogel wird dann erwärmt oder gesintert, gemäß einem Erhitzungszyklus, um das Endglas oder Glaskeramikmaterial zu erzeugen.
  • In dem vorliegenden Fall wurde das Sol durch Cogelieren einer Anzahl von Vorläufern in einem Lösungsmittel gebildet. Tetraethoxysilan (TEOS, Si(OCH2CH3)4) stellte Silicium für Siliciumdioxid bereit, Dibutylzinndiacetat (Sn(CH2CH2CH2CH3)2(OOCCH3)2) stellte Zinn bereit und aktive Ionen, in diesem Fall das seltene Erdmetall Erbium, stammte von Erbiumnitrat ((Er(NO3)3)·5H2O). Es wird verstanden werden, dass Er durch andere seltene Erdelemente je nach Wunsch ersetzt werden kann.
  • Aktive Ionen in Form von seltenen Erdmetallen können auch durch andere anorganische Salze (beispielsweise Nitrate, Acetate, Halogenide) und auch durch lösliche Komplexe oder Alkoxide, wie z.B. Er(OR)3 bereitgestellt werden, worin R eine generische Alkylgruppe ist. Auf ähnliche Weise wird erwartet, dass andere Zinnvorläufer vergleichbare Ergebnisse ergeben, wie z.B. die mit der allgemeinen Formel SnRnXm-n, mit m = 4 und 0 ≤ n ≤ 3, worin R eine generische Alkoxidgruppe ist und X eine Halogenidgruppe, ein Carboxylanion oder eine Alkoxidgruppe. Silicium kann durch reine oder Mischverbindungen bereitgestellt werden, beschrieben durch die allgemeine Formel SiRnXm(OR)w, worin 0 ≤ n, m, w ≤ 4 und n + m + w = 4 und R ist eine Alkylgruppe, X ist ein Halogenid oder eine Carboxylanionengruppe und (OR) ist eine Alkoxidgruppe. Insbesondere kann die Addition von Alkylsilan (wie z.B. Trimethylsilylacetat oder Trimethylmethoxysilan) verwendet werden, um Sols zu erhalten, die für eine Spinablagerung oder Tauchbeschichtungsablagerung dünner Filme für ebene Vorrichtungsherstellungen geeignet sind.
  • Weiterhin kann die Sol-Gel-Reaktion unter diesen Vorläufern durch eine geeignete Veränderung des Lösungsmittels modifiziert werden, um Xerogele zu erhalten, die unterschiedliche mechanische Eigenschaften und Porositäten aufweisen. Ein Lösungsmittel, wie beispielsweise Ethanol, kann z.B. teilweise oder vollständig durch Diethylformamid, Chetone, Methoxyethanol und andere Lösungsmittel substituiert werden, die allgemein als Trocknungs-Kontroll-chemische Additive (DCCA) bekannt sind. Zusätzlich können andere Dotierelemente (wie z.B. Ge, P und B) durch geeignete Vorläufer eingeführt werden (wie z.B. Ge-Alkoxid, B-Alkoxid und P-Ester).
  • Verschiedene Anteile der Vorläufer wurden verwendet, um eine Anzahl von Proben mit unterschiedlichen Zusammensetzungen herzustellen, einschließlich Proben, denen seltene Erdionen fehlten, die zum Zweck des Vergleichs hergestellt wurden. Eine Gelbildung durch Verdampfung wurde erreicht, indem man die Proben in einem versiegelten Behälter in einer thermostatischen Kammer bei 35°C stehen ließ, was zu Xerogels führte. Die Verdampfungszeiten lagen zwischen zwei Stunden und zwei Wochen; zwei Wochen wurden benötigt, um Masseproben von Material herzustellen.
  • 1 zeigt den Erhitzungszyklus, der auf die Xerogelproben durch ihre Erhitzung in einem Ofen angewandt wurde. Die Temperatur T ist als Funktion der Zeit t in Stunden aufgetragen, wobei der Sinterprozess mehr als 400 Stunden benötigt. Der Erhitzungszyklus hat sieben Phasen, A, B, C, D, E, F und G.
  • Während Phase A, die ungefähr 70 Stunden dauerte, wurden die Proben in einer Sauerstoffatmosphäre gehalten und gleichmäßig von 0 auf ungefähr 450°C erwärmt. Während Phase B wurde diese Temperatur für ungefähr 48 Stunden aufrechterhalten, wie auch die Sauerstoffatmosphäre.
  • In Phase C wurden die Proben in einem Vakuum (ungefähr 0,1 Pa) für ungefähr 24 Stunden gehalten, woraufhin während Phase D, wobei das Vakuum aufrechterhalten blieb, die Temperatur mit einer konstanten Rate von 4°C/Stunde auf bis zu ungefähr 750°C angehoben wurde. Während Phase E wurde eine 1% He:O2-Atmosphäre bereitgestellt und das Erwärmen für 150 Stunden bis auf 1.050°C fortgesetzt. In Phase F wurde diese Temperatur für 10 Stunden oder so beibehalten. Schließlich kühlten während Phase G die Proben schnell auf Raumtemperatur im Verlauf von ungefähr 10 Stunden zurück.
  • Etliche Varianten dieses Erhitzungszyklus wurden untersucht. Schnellere Zyklen können verwendet werden, jedoch kann dies die Wahrscheinlichkeit erhöhen, dass die Probe reißt. Die Insertion weiterer Schritte bei konstanter Temperatur und der Ersatz des Vakuums durch eine reine Sauerstoffatmosphäre in den Phasen D und E können verwendet werden, um die Probenstruktur zu modifizieren. Weitere Verarbeitungsschritte in Trockenmitteln wurden auch getestet mit dem Ziel einer Verbesserung der optischen Eigenschaften der seltenen Erdionen.
  • Nach dem Erhitzungszyklus schienen die Proben vollständig gesintert zu sein.
  • Proben, die durch das oben beschriebene Sol-Gel-Verfahren hergestellt wurden, können einigen Minuten einem thermischen Anhaften bei hoher Temperatur nahe ihrem Erweichungstemperaturbereich unterworfen werden. Eine solche Behandlung kann die Emissionseigenschaften der seltenen Erdionen in dem Glaskeramik-Verstärkungsmedium verbessern und höhere Dotierniveaus der seltenen Erden ermöglichen.
  • STRUKTUR DER VERSTÄRKUNGSMEDIEN
  • Tabelle 1 listet die Eigenschaften von neun Proben auf, die durch diese Technik erzeugt wurden. Die Proben 1, 2 und 3 enthielten keine Erbiumionen, so dass Vergleichstests mit Erbium-dotiertem Material durchgeführt werden konnten.
  • Tabelle 1
    Figure 00120001
  • Wie aus der letzten Spalte der Tabelle abgelesen werden kann, die den physikalischen Zustand der Proben anzeigt, können die Proben in eine von zwei Gruppen klassifiziert werden, abhängig von ihrem Niveau an Zinndioxid (SnO2). Der trennende Punkt zwischen den beiden Gruppen liegt bei ungefähr 0,5 mol-% SnO2, wobei Glase bei den SnO2-Konzentrationen unterhalb von ungefähr 0,5 mol-% gebildet werden und Glaskeramik bei SnO2-Konzentrationen oberhalb von ungefähr 0,5 mol-%. Die Glaskeramik ist ein Material mit einem Glasnetzwerk oder einer Matrix, enthaltend sehr kleine Kristalle oder Cluster von SnO2. Obwohl Tabelle 1 Proben mit SnO2-Konzentrationen von 0,2, 0,4 und 3,2 mol-% auflistet, wurden Proben, die andere Mengen enthielten, einschließlich 0,5, 1 und 15 mol-% SnO2 erzeugt. Es wird angenommen, dass Zinndioxid mit Niveaus bis zu mindestens 30 mol-% inkorporiert werden kann.
  • Es wurde bereits früher gezeigt [3], dass bei Zinn-dotiertem Siliciumdioxid (Zinnsilicat) der physikalische Zustand von der Konzentration an SnO2 abhängt. Zinnionen sind größer als Siliciumionen, jedoch ist das Zinn in niedrigeren Konzentrationen in der Silicamatrix an Substitutionspositionen beinhaltet. Bei diesen niedrigen Konzentrationen tritt keine Kristallisierung von SnO2 auf und das Material ist glasartig. Bei höheren Konzentrationen sammeln sich die Sauerstoff-koordinierten Sn-Stellen zusammen an und bilden SnO2-Cluster, die einen durchschnittlichen Durchmesser von etwas weniger als 10 nm aufweisen. Eine Clustergröße im Nanometerbereich wird bevorzugt, da sie bedeutet, dass die Kristallcluster keine signifikanten Streuverluste bei den üblicherweise bei Telekommunikationsanwendungen verwendeten Wellenlängen induzieren. Anders ausgedrückt ist die Clustergröße sehr viel geringer als die beabsichtigte Führerwellenlänge, typischerweise mindestens in einem Bereich von einer Größenordnung weniger. Eine Streuung ergibt sich aus einer Fehlpaarung zwischen den Brechungsindexwerten der Cluster und der Matrix. Zinnoxid hat einen Brechungsindex um 2, während der Index von Siliciumdioxid näher an 1,5 liegt, so dass der Unterschied zwischen den beiden relativ groß ist. Die Herstellung durch das Sol-Gel-Verfahren bietet eine ausreichende Kontrolle, damit die Clustergröße auf weniger als 10 nm gehalten werden kann. Die Clustergröße kann in dem Sol-Gel-Erhitzungszyklus kontrolliert werden, durch die Verwendung von weniger oder mehr Phasen, worin die Probe bei konstanter Temperatur gehalten wird und/oder durch die Verwendung von entweder einem Vakuum oder einer Atmosphäre aus im wesentlichen reinem Sauerstoff während der endgültigen Erhitzungsphasen (beispielsweise Phasen D und E wie oben beschrieben unter Bezugnahme auf 1).
  • Die von den gegenwärtigen Proben, die Erbium enthalten, erhaltenen gemessenen Raman- und UV-sichtbaren Spektren zeigen ein ähnliches Verhalten. Bei niedrigen Konzentrationen von Zinnionen Sn4+ (beispielsweise Probe 4) wird Zinn in einer Subsitutionsposition im Silicanetzwerk inseriert, während bei hohen Konzentrationen (Proben 5 bis 9), SnO2-Nanokristalle oder Nanocluster auftreten.
  • 2 zeigt Ultraviolett-Absorptionsspektren (optische Absorption A gegen die Photonenenergie E) gemessen für die Proben 4 bis 8. Das Spektrum für Probe 8, die eine hohe Sn4+-Konzentration aufweist, zeigte eine starke Absorptionskante bei 3,7 eV. Dies ergibt sich aus den elektronischen Übergängen zwischen der Valenz und den Leitungsbanden in SnO2 und ihre Gegenwart ist daher eine sensitive Anzeige der SnO2-Clusterbildung [3]. Das Spektrum für Probe 4, die eine niedrige Sn4+-Konzentration aufweist, zeigt diese Absorptionskante nicht, was anzeigt, dass das Zinn in dem Siliciumdioxidnetzwerk substituiert ist, anstelle des Vorliegens von Clustern. Daher wird geschlossen, dass die Gegenwart von Erbiumionen die Gesamt-Zinn-Silicatstruktur nicht beeinflusst.
  • In den Proben mit hoher Zinnkonzentration zeigen die Ergebnisse als Ergebnis des Fabrikationsverfahrens, dass die Erbiumionen in den SnO2-Clustern oder direkt darum konzentriert sind, höchstwahrscheinlich innerhalb der Cluster verteilt sind oder vielleicht an oder benachbart zu den Clusteroberflächen verteilt sind.
  • Es ist diese unerwartete Wirkung, die zu den vorteilhaften Eigenschaften des Materials führt. Da die aktiven Ionen an den Zinnclustern konzentriert sind, ist die effektive Phononenenergie für das Verstärkungsmedium diejenige der Zinncluster, nicht diejenige des Wirtsmaterials. Dementsprechend sind die nicht-strahlenden Zerfallsraten niedriger. Wenn die aktiven Ionen nicht vorzugsweise an die Metallcluster angezogen würden, gäbe es keinen signifikanten Unterschied zwischen dem Wirtsmaterial mit dem Zinnclustern und dem Wirtsmaterial ohne. Gegenwärtig ist der präzise Mechanismus, durch den die Erbiumionen an die SnO2-Cluster angezogen werden, nicht bekannt. Die Tatsache, dass diese überraschende Wirkung auftritt, wird jedoch durch die experimentellen Ergebnisse gestützt.
  • 3 zeigt Raman-Spektren (Raman-Intensität I gegen Wellenzahl ν), die demonstrieren, dass die Erbiumionen in den SnO2-Clustern gehalten werden. Die Spektren wurden durch Anregung verschiedener Proben (einschließlich einiger, die nicht in Tabelle 1 dargestellt sind) gemessen, mit einem 633 nm Licht von einem Helium-Neon-Laser. Drei Spektren sind dargestellt, markiert als 10, 12, 14. Jedes von ihnen zeigt eine breite Fotoluminiszenzemission, worüber andere Merkmale übergelagert sind. Spektrum 10 stammt von einer Probe von Siliciumdioxid, dotiert mit 0,5 mol-% Erbium und ohne Zinn. Das Spektrum ist relativ glatt, enthält jedoch Peaks bei 490 und 800 cm–1, die Raman-Streumerkmale von Siliciumdioxid sind.
  • Spektrum 12 stammt von einer Probe von SnO2, dotiert mit 1 mol-% Erbium und ohne Siliciumdioxid. Das Spektrum, das eine gesamte breite glockenförmige Form hat, zeigt einen intensiven Peak bei 630 cm–1, angezeigt durch das Sternchen in 3. Dies ist der A1g Raman-Streumodus von SnO2, der deutlich eine sehr viel niedrigere Energie hat, als der hauptsächliche Siliciumdioxidmodus bei um 1.000 cm–1. Drei sehr viel kleinere Peaks bei 540, 670 und 750 cm–1 werden auch beobachtet, wie durch die Pfeile in 3 angezeigt. Es wird angenommen, dass diese Peaks nicht auf die Raman-Modi zurückzuführen sind, da sie bei den anti-Stokes-Raman-Spektren desselben Materials nicht vorliegen (nicht dargestellt). Diese Peaks haben eine Intensität proportional zum Erbiumgehalt liegen jedoch deutlich nicht in dem Spektrum der zinnfreien Gruppe vor (Spektrum 10). Dies legt nahe, dass diese Peaks sich aus irgendeiner Wechselwirkung zwischen dem Zinn und dem Erbium ergeben.
  • Spektrum 14 stammt von einer Probe von Siliciumdioxid, enthaltend 15 mol-% SnO2 und 1 mol-% Erbium. Diese SnO2-Konzentration ist hoch genug, um in einem Bereich zu liegen, in dem Cluster gebildet werden. Das Spektrum zeigt die Siliciumdioxid-Raman-Streupeaks, die in Spektrum 10 beobachtet werden, zusammen mit dem SnO2-Peak, der in Spektrum 12 gesehen wird. Außerdem liegen die drei Peaks bei 540, 670 und 750 cm–1, die in Spektrum 12 gesehen vor, was anzeigt, dass dieselbe SnO2-Erbiumstruktur, wie in der Erbium-dotierten SnO2-Probe vorliegt. Dies legt nahe, dass die Erbiumionen in den SnO2-Clustern innerhalb der Siliciumdioxidmatrix gehalten werden oder benachbart dazu, anstelle einer Dispersion in der Siliciumdioxidmatrix selbst.
  • Diese Schlussfolgerung wird durch den Spektrumeinsatz in 3 gestützt, markiert mit 16, wobei es sich um das Raman-Spektrum von geclustertem Erbiumoxid (Er2O3) handelt. Das Spektrum zeigt vollkommen unterschiedliche Peaks zu denjenigen von Spektrum 14. Dies zeigt an, dass die Merkmale von Spektrum 14 sich nicht aus Erbiumionen ergeben, die Oxidcluster in der Siliciumdioxidmatrix bilden, was nahe legt, das die Ionen irgendwie von den SnO2-Clustern eingefangen sind.
  • 4 zeigt Fotolumineszenzspektren (Fotolumineszenzintensität I gegen die Wellenlänge λ) eines Bereichs von Proben, die mit 488 nm angeregt wurden. Diese Spektren stellen weitere Beweise bereit, dass die Erbiumionen vorzugsweise in den oder um die SnO2-Nanocluster lokalisiert sind.
  • Fünf Spektren sind in 4 dargestellt, markiert mit 18, 20, 22, 24 und 26. Spektrum 18 stammt von einer Probe von Erbium-dotiertem Siliciumdioxid (0,5 mol-% Erbium), die kein Zinn enthält und daher eine glasartige Struktur aufweist. Spektrum 20 stammt von einer Probe von Erbium-dotiertem Siliciumdioxid (0,3 mol-% Erbium), die 0,5 mol-% SnO2 enthält, so dass die Probe eine glasartige Struktur enthält, anstatt sich um eine Glaskeramik zu handeln. Die beiden Spektren sind ähnlich und zeigen dieselben Merkmale. Daher beeinflussen die Zinnionen die Struktur des Erbium-dotierten Siliciumdioxids nicht stark und es wird angenommen, dass sie sich in Substitutionspositionen in der Siliciumdioxidmatrix befinden. In beiden Fällen ist das Erbium in der Siliciumdioxidmatrix dispergiert. Die Gegenwart von Zinn beeinflusst dies nicht, da die Zinnkonzentration für eine Clusterbildung zu niedrig ist.
  • Spektrum 22 stammt von einer Probe von SnO2, dotiert mit 1 mol-% Erbium. Eine Reihe von Peaks liegt um 550 nm vor. Diese Peaks werden bei den glasartigen Proben nicht beobachtet.
  • Die Spektren 24 und 26 stammen beide von Glaskeramikproben von Erbium-dotiertem Siliciumdioxid, enthaltend Konzentrationen an SnO2, die genügen, um Nanocluster zu bilden. Spektrum 24 hat 1 mol-% SnO2 und 0,3 mol-% Erbium; Sektrum 26 hat 15 mol-% SnO2 und 0,5 mol-% Erbium. Beide Spektren zeigen dieselben Peaks, die in Spektrum 22 von dem Erbium-dotierten SnO2 beobachtet werden und zeigen an, dass die Erbiumionen innerhalb der SnO2-Nanocluster vorliegen, anstelle einer Dispersion in der Siliciumdioxidmatrix.
  • Die Abwesenheit von einer Erbiumclusterbildung ist ein anderes vorteilhaftes Merkmal des Materials. Es ist bekannt, dass in Siliciumdioxid, seltene Erdionen, einschließlich Erbium, zu einer Clusterbildung neigen, wenn sie in ausreichenden Konzentrationen vorliegen [7]. Die Clusterbildung reduziert die Lebenszeit der Ionen im angeregten Zustand, was für die Leistung eines Verstärkungsmediumsbestandteils nachteilig ist. Eine signifikante Wechselwirkung zwischen Er3+-Ionen wurde in Siliciumdioxid beobachtet, das Erbiumkonzentrationen von so wenig wie 100 ppm enthielt [8]. Die unerwünschte Reduktion der Lebenszeit, die durch die Wechselwirkungen ausgelöst wird, ist als Konzentrationsquenching bekannt. Eine Wirkung davon ist, dass das nützliche Niveau eines Dotierens mit seltenen Erden in einem Verstärkungsmedium auf unterhalb der Grenze begrenzt ist, bei der die Clusterbildung auftritt. Dies begrenzt wiederum die minimale Größe von Komponenten auf die, bei der die gewünschte Menge an seltenen Erdionen bei einer Konzentration akkommodiert werden kann, die nicht zu einer Clusterbildung führt.
  • In den Beispielen der vorliegenden Erfindung werden jedoch hohe Konzentrationen an Erbium, ohne Clusterbildung verwendet. Tabelle 1 zeigt, dass Erbiumkonzentrationen von bis zu 1,67 mol-% in den Proben verwendet wurden. Unsere Ergebnisse zeigen an, dass Konzentrationen von seltenen Erdelementen von bis zu mindestens 0,5 mol-% ohne Beweis einer nachteiligen Clusterbildung inkorporiert werden können. Der Grund hierfür wird noch nicht vollständig verstanden. In der Konsequenz können jedoch kleinere Vorrichtungen hergestellt werden. Dies hat ein großes Potential für die Erzeugung von multifunktionellen, integrierten, optischen Komponenten in der ebenen Wellenleitertechnologie und der Reduktion der Länge von Faserbedarf in auf Fasern-basierenden Vorrichtungen. Seltene Erdkonzentrationen oberhalb von ungefähr 0,5 mol-% beginnen ein Konzentrationsquenching zu ergeben, so dass die Vorrichtungseffizienz reduziert ist. Es ist wahrscheinlich, dass Konzentrationen von bis zu zwischen 2 und 3 mol-% toleriert werden können, bevor die Lebenszeit auf ein unzufriedenstellendes Niveau reduziert wird.
  • LASINGEIGENSCHAFTEN DER VERSTÄRKUNGSMEDIEN
  • Die Messungen wurden an Proben des Materials durchgeführt, um die Lasingeigenschaften zu bewerten.
  • Die Lasingeffizienz von Erbium-dotierten Verstärkungsmedien hängt u.a. von der spontanen Emissionswahrscheinlichkeit A und der Quantumseffizienz η des 4I13/2 → 4I15/2-Übergangs von Erbiumionen Er3+ ab. Diese Parameter hängen von der Wechselwirkung der seltenen Erdionen mit dem Wirtsmaterial ab. Die gemessene optische Absorption und Zeit aufgelöste Emissionsspektren können verwendet werden, um die Parameter zu berechnen. Tatsächlich η = τPL/τrad, worin τPL die experimentelle Lebenszeit der Fotolumineszenz ist, aufgezeichnet in den Emissionsspektren und τrad die strahlende Lebenszeit des 4I13/2 → 4I15/2-Übergangs ist, entsprechend 1/A.
  • Die Emissionswahrscheinlichkeit A kann aus der Oszillatorstärke P des Absorptionsübergangs 4I15/2 → 4I13/2 berechnet werden, da A = [2πn2e2/(mecε0λ2)]P, worin e die Ladung an einem Elektron ist, me ist die Masse eines Elektrons, c ist die Geschwindigkeit des Lichts in einem Vakuum, ε0 ist die dielektrische Vakuumkonstante und n der Brechungsindex des Materials bei der Wellenlänge λ. P kann aus den gemessenen experimentellen Absorptionsspektren durch Integration der Absorptionsbande an der Wellenlänge von Interesse und unter Verwendung der Relation P = 4,318 × 10–9∫ε(ν)dν, worin ε(ν) der molare Extinktionskoeffizient (1 mol–1cm–1) bei der Wellenzahl ν (cm–1) ist, geschätzt werden.
  • 5 zeigt die gemessene optische Absorption A einer Anzahl von Proben, aufgrund des 4I15/2 → 4I13/2-Übergangs der Erbiumionen. Die Proben 5, 6, 7, 8 und 9 werden dargestellt. Die Proben hatten Dicken von 1,3 mm. Die Werte für P für jede Probe wurden geschätzt, indem unter diesen Kurven integriert wurde und unter Verwendung der Formel, die im vorherigen Absatz angegeben ist. Zusätzlich wurde die Fotolumineszenz-Lebenszeit τPL bei 1,5 μm gemessen, indem die Proben in einem Argonionenlaser angeregt wurden, der 15 mW bei einer Wellenlänge von 514,5 nm abgab.
  • Tabelle 2 zeigt die Werte von τPL, τrad, P und η für die drei Proben. Probe 4 war eine glasartige Probe ohne SnO2-Cluster und die Proben 5 und 8 waren Glaskeramik mit SnO2-Clustern. Die Ergebnisse zeigen, dass τPL für die Glaskeramikproben geringer ist als für die glasartige Probe. τrad ist jedoch auch für die Glaskeramikproben kleiner, so dass die Quantumseffizienz η der Glaskeramikproben hoch ist und mit der Quantumseffizienz der glasartigen Probe vergleichbar ist.
  • Tabelle 2
    Figure 00200001
  • Daher sind die Lasingeigenschaften der Glaskeramikmaterialien mit niedriger Phononenenergie mit denjenigen der konventionellen glasartigen Materialien vergleichbar, so dass die Bereitstellung eines Niedrig-Phononen-Wirtsmaterials dieser Art für die Lasingeffizienz nicht nachteilig ist.
  • Die Verlässlichkeit der geschätzten P-Werte wurde durch ihren Vergleich mit berechneten Werten getestet. Die Berechnungen wurden durch Anpassung der Intensität der beobachteten Er3+-Absorptionsübergänge von 1,5 μm zu 300 nm für die Proben innerhalb des sogenannten Judd-Ofelt-Formalismus und Carnell-Matrizes durchgeführt. Der Vergleich der berechneten Werte mit den geschätzten Werten zeigte an, dass die letzteren eine Unsicherheit von weniger als 20% aufweisen.
  • VORRICHTUNGSANWENDUNGEN
  • 6 zeigt einen 1.470 nm-Banden seltenen erd-dotierten optischen Faserverstärker. Eine Pumpenstrahlung und ein 1.470 nm-Eingabesignal werden zu jeweiligen Eingabearmen 112 und 110 des Siliciumdioxidfaserkupplers zugeführt und in einer Schmelzregion 114 des Siliciumdioxidkupplers vermischt. Eine Anzahl von Pumpschemata kann verwendet werden. Z.B. kann die Pumpenwellenlänge bei 800 nm, 1.064 nm (von einem Nd:YAG-Laser), 1.047 nm (von einem Nd:YLF-Laser) oder in einem Bereich von 1210 ± 80 nm liegen. Die Pumpe kann auch zwei unterschiedliche Wellenlängen umfassen und/oder auf einen Arm 117 des Kupplers in einer umgekehrten Pumpenkonfiguration angewandt werden. Ein Anteil der gemischten Pumpe und des Signallichts wird durch einen Ausgabearm 116 des Siliciumdioxidkupplers zu einem Bereich einer SnO2-geclusterten Tm3+-dotierten Siliziumdioxidfaser 118 zugeführt, wo er verstärkt und ausgegeben wird. Andere seltene Erden-Dotiermittel, wie z.B. Er, Nd oder Dy könnten ebenfalls mit der geeigneten Wahl einer Pumpenwellenlänge verwendet werden.
  • 7 ist eine schematische Zeichnung eines optischen Faserlasers. Ein Laserhöhlung wird durch erste und zweite Bragg-Gitter 120 und 130 definiert, die optisch auf optische Fasern geschrieben sind mit Kernen von fotoempfindlichem Glas, verbunden mit einem Bereich eines Faserverstärkungsmediums 125, hergestellt aus der SnO2-clusterhaltigen SiO2-Glaskeramik, wie oben beschrieben.
  • 8 zeigt das Bragg-Gitter 120/130 im größeren Detail in axialem Querschnitt. Die Faser umfasst einen Kern 124 eines fotoempfindlichen Glases, worin optisch eine Gitterstruktur geschrieben ist, umfassend ein periodisch moduliertes Brechungsindexprofil, schematisch durch die periodische Schattierung 126 des Kerns 124 angedeutet. Der Kern wird von einer Hülle 122 umgeben.
  • Das Verstärkungsmedium 125 kann mit Tm, Er oder irgendeinem anderen geeigneten seltenen Erdelement, wie z.B. Nd oder Yb dotiert sein. Im Betrieb wird der Pumpenstrahl P verwendet, um die stimulierte Emission in der Höhle anzuregen, um eine Laserausgabe der Wellenlänge λL zu erzeugen. Die Pumpenquelle kann als Faserlaser integriert sein oder kann eine getrennte Vorrichtung sein, wie z.B. eine Halbleiterdiodenquelle.
  • 9 zeigt eine ebene Wellenleiter-Verstärkerstruktur, geschrieben in co-planare Schichten 130a und 130b von Glas. Der Wellenleiterkanal kann in die Schichten 130a und 130b durch ein Lithographieverfahren geschrieben sein. Die co-planaren Schichten 130a und 130b sind auf einem Siliciumdioxidsubstrat 132 abgelagert. Die Schicht 130a umfasst das oben beschriebene Verstärkungsmedium und beinhaltet ein seltenes Erddotiermittel, wie z.B. Er oder Tm. In der Schicht 130b gibt es keinen seltenes Erddotiermittel und nur ein Silicat, wie z.B. Germanosilicat oder Zinnsilicat mit konventionellem Brechungsindex. Die Wellenleiterstruktur hat die Form einer Y-Verzweigung, um eine Signaleingabe I/P und eine Pumpeneingabe PUMPE in der Schicht 130b bereitzustellen, wobei diese Eingaben sich in einem gemeinsamen Kanal kombinieren, der zu einer aktiven Mediumsschicht 130a führt, wo die Verstärkung auftritt.
  • ZUSAMMENFASSUNG
  • Zusammengefasst wurde entdeckt, dass Erbium vorzugsweise an Zinnoxidcluster in Silicaglas angezogen wird, so dass ein auf Silica basierendes Anreicherungsmedium erzeugt werden kann, worin die aktiven Ionen die Phononenumgebung von Zinnoxid anstelle von Siliciumdioxid erfahren, wodurch die nicht-strahlenden Rekombinationsraten reduziert werden, was allgemein wünschenswert ist. Die Wirkung scheint sich aus der Coexistenz der Zinnoxidcluster und eines seltenen Erdelements zu ergeben. Es wird angenommen, dass jedes seltene Erdelement geeignet ist, nämlich La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb oder Lu. Die Selektion des seltenen Erdelements wird auf der Basis der Paarung der gewünschten optischen Anwendung mit den optischen Eigenschaften der relevanten Übergänge der seltenen Erdelemente wie üblich durchgeführt werden.
  • Da sich die Wirkung im wesentlichen aus der Coexistenz von Zinnoxidclustern und einem seltenen Erdelement zu ergeben scheint wird auch erwartet, dass eine breite Vielzahl von Glasmatrizes möglich sein kann, beispielsweise Silicatglase, wie Germanosilicat, Phosphosilicat oder andere Glaswirtsmaterialien.
  • Weiterhin wird erwartet, dass andere kristalline Materialien ähnliche Wirkungen wie ein Niedrig-Phononenenergiewirt für seltene Erdionen aufweisen, unter der Voraussetzung, dass die maximale Phononenenergie ausreichend niedrig ist und dass es möglich ist, das Clusterverfahren in einem Nanometerskalabereich innerhalb des Glaswirts zu kontrollieren.
  • Andere mögliche kristalline Materialien sind die Sesquioxide Sc2O3, Y2O3 und Lu2O3. Sie sind geeignete Wirte für seltene Erdionen, da die effektiven Phononenenergien um 400 bis 600 cm–1 liegen [9]. Weiterhin besitzen TiO2, ZrO2 und HfO2 ausreichend niedrige Phononenenergiewerte unterhalb von 800 cm–1 [10, 11, 12]. Alle diese Oxide zeigen eine niedrige Löslichkeit in Siliciumdioxid und es wird erwartet, dass sie für die Erzeugung von Glaskeramik geeignet sind. Nanostruktur-Glaskeramik kann aus diesen Oxiden durch Sol-Gel-Verfahren erhalten werden, ähnlich wie Zinnoxidsilica-Glaskeramik, unter der Vorraussetzung, dass ein Substitutions-Xerogel erzeugt wird und eine thermisch aktivierte Clusterbildung der kristallinen Phase stattfindet. Beispielsweise können Sol-Gel-Reaktionen mit TEOS für TiO2 und ZrO2 durch geeignete Heterosilsesquioxane, wie z.B. Titaniumsilsesquioxan und Zirconsilsesquioxan durchgeführt werden. Andere Ti- oder Zr-Verbindungen, die für die Erzeugung von substitutionsdotierten Xerogels geeignet sind, sind Tetrakis(trimethylsiloxy)titan C12H36O4Si4Ti und Tetrakis(trimethylsiloxy)zircon C12H36O4Si4Zr. Andere üblicherweise verwendete Reagenzien können bei der Sol-Gel-Synthese verwendet werden, als Metallalkoxide unter der Voraussetzung, dass geeignete Bedingungen gewählt werden, um eine unkontrollierte Phasentrennung während des Sol-Gel-Übergangs zu vermeiden. Dies ist wichtig, da Glaskeramik, die üblicherweise aus Metallalkoxidvorläufern erhalten wird, aufgrund der unkontrollierten Segregation typischerweise keine guten optischen Eigenschaften zeigt.
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Claims (17)

  1. Optisches Verstärkungsmedium mit einem glaskeramischen Wirtsmaterial, welches Cluster aus kristallinem Oxidmaterial aufweist und das mit aktiven Ionen, die um die Cluster konzentriert sind, dotiert ist.
  2. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Cluster Zinnoxid aufweisen.
  3. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Cluster aus im wesentlichen reinem Zinnoxid bestehen.
  4. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Zinnoxid in einer Konzentration größer als 0,5 mol-% vorliegt.
  5. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Zinnoxid in einer Konzentration von größer als 0,5 mol-% und bis zu 30 mol-% vorliegt.
  6. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das kristalline Oxidmaterial mindestens ein Oxid aus der Gruppe von Zirkon, Skandium, Yttrium, Lutetium, Titan oder Hafnium aufweist.
  7. Optisches Verstärkungsmedium nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die aktiven Ionen Selten-Erdionen sind.
  8. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Selten-Erdionen Erbiumionen sind.
  9. Optisches Verstärkungsmedium nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß Selten-Erdionen Thulliumionen sind.
  10. Optisches Verstärkungsmedium nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Wirtsmaterial Siliziumdioxid oder ein Silikatglas ist.
  11. Laser mit einem Verstärkungsmedium nach einem der Ansprüche 1 bis 10.
  12. Optischer Verstärker mit einem Verstärkungsmedium nach einem der Ansprüche 1 bis 10.
  13. Verfahren zum Herstellen eines optischen Verstärkungsmediums mit: Bereiten einer Lösung, welche Zinn und ein aktives Ion aufweist, Ermöglichen, daß die Lösung ein Gel bildet, Verdampfen des Gels, so daß eine Xerogelprobe gebildet wird und Sintern der Xerogelprobe, so daß durch Behandeln mit einem Wärmezyklus ein glaskeramisches Material gebildet wird, welches Cluster aus kristallinem Zinnoxid aufweist.
  14. Verfahren nach Anspruch 13, in welchem der Erhitzungszyklus aufweist: Erwärmen der Probe von einer ersten Temperatur auf eine zweite Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre, Halten der Probe bei der zweiten Temperatur, Erwärmen der Probe von der zweiten Temperatur auf eine dritte Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre oder in einem Vakuum, Erwärmen der Probe von der dritten Temperatur auf eine vierte Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre, Halten der Probe bei der vierten Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre und Kühlen der Probe von der vierten Temperatur zu der ersten Temperatur in einer mit Sauerstoff angereicherten Atmosphäre.
  15. Verfahren nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Lösung Tetraethoxysilane, Dibutylzinndiacetat und ein Nitrat oder Isopropoxid oder Acetate des aktiven Ions aufweist.
  16. Verfahren nach Anspruch 13, 14 oder 15, dadurch gekennzeichnet, daß das aktive Ion ein Selten-Erdion ist.
  17. Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß das glaskeramische Material Siliziumdioxid oder ein Silikatglas ist.
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