JP4460069B2 - シングルモード光ファイバの製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、光伝送に用いられる石英系シングルモード光ファイバの製造方法および製造装置に関する。
近年、石英系ガラスからなる光ファイバを用いた光伝送における伝送容量を増大させる技術の検討が盛んに行われている。
光伝送における伝送容量を増大させるためには、光伝送を行う光ファイバが使用波長においてシングルモード伝送可能であることが必要とされる。その理由は、複数のモードが光ファイバ内を伝搬すると、伝搬モードごとの群速度の差によりモード分散が不可避的に発生するため、信号波形の劣化を招くからである。
そこで、波長１．３μｍ付近にゼロ分散波長を有するシングルモード光ファイバ（ＳＭＦ）が使用され始めた。この光ファイバは、波長１．３μｍ付近にゼロ分散波長を有するため、この波長付近において伝送距離が１００ｋｍを超え、かつ伝送容量が数百Ｍｂｐｓの光伝送が可能となった。
一方、光ファイバの伝送損失は波長１．５５μｍ付近で最も小さくなるため、この波長を用いた光伝送を行うことが望まれ、波長１．５５μｍ付近にゼロ分散波長を有する分散シフト光ファイバ（ＤＳＦ）が開発された。この光ファイバにより、波長１．５５μｍ付近において伝送容量が数Ｇｂｐｓの光伝送が可能となった。また、この波長帯はエルビウム添加光ファイバ増幅器の利得帯域でもあるため、伝送容量の増大とともに伝送距離の飛躍的な増大がもたらされた。
また、近年ではさらに伝送容量を増大させるための技術として波長分割多量（ＷＤＭ）光伝送についての研究開発が盛んに行われている。そして、ＷＤＭ光伝送に好適に用いられる光ファイバについても多くの検討がなされている。
光ファイバをＷＤＭ光伝送に使用する場合には、使用波長帯にゼロ分散波長が存在しないことが四光波混合を防ぐ観点から要求される。また、一般に、ＷＤＭ光伝送システムを実現するためには、中継点および光受信装置において修復不可能な波形歪みが起こらないことが必要とされるが、このためには光伝送路による非線形現象を抑制し、かつ累積分散を小さくすることが効果的であるとされている。更に、各光信号の波長間で分散格差があると、波長ごとに波形歪み量が異なる原因となるので、光伝送路における分散勾配は極力小さくする必要がある。
このような要求に応える光ファイバとして、使用波長帯にゼロ分散をもたない分散シフト光ファイバ（ＮＺＤＳＦ）が開発された。このＮＺＤＳＦは、四光波混合がほとんど起こらず、また非線形性も十分低いため、導入が急ピッチで進められ、広く普及されるに至っている。
また、ＷＤＭ光伝送システムにおいて、２種類以上の光ファイバを組み合わせて全体の分散値および分散勾配がほぼゼロになるようにした光伝送路が採用されることが多くなっている。この用途に用いられる光ファイバとして、分散補償光ファイバ（ＤＣＦ）や分散スロープ補償光ファイバ（ＤＳＣＦ）などが知られている。
更に、最近ではラマン増幅を用いたＷＤＭ光伝送システムの検討も行われており、波長１．３μｍ付近および波長１．５５μｍ付近以外の波長領域をＷＤＭ光伝送に利用しようとする検討も行われている。
上述の光伝送の障害となる現象として、光ファイバ中の構造欠陥と水素分子とが結合することにより生ずる光ファイバの伝送損失の増加現象がある。この伝送損失の増加は、波長１．２４μｍ付近、波長１．３８μｍ付近、波長１．５２μｍ付近およびその長波長側などに生ずる吸収ピークによるものであることが知られている。
以下、この現象について説明する。一般に、光ファイバには酸素過剰、もしくは酸素欠損に伴う常磁性欠陥が存在する。そのうち非架橋酸素欠陥（Non Bridging Oxygen Hole Center：以下、ＮＢＯＨＣとする）、および過酸化ラジカル（Per-Oxy Radical：以下、ＰＯＲとする）は、光ファイバの伝送特性、とりわけ伝送損失の長期安定性に大きく影響するといわれている。
ここで、ＮＢＯＨＣとは、図１（ａ）に示すように、Ｓｉ原子に結合している酸素原子４つのうちの１つが他の原子との結合に寄与しない不対電子を１つ有する常磁性欠陥種のことである。また、ＰＯＲとは、図１（ｂ）に示すように、Ｓｉ原子に結合している酸素原子４つのうちの１つが他の酸素原子と結合し、他の酸素原子が他の原子との結合に寄与しない不対電子を１つ有する常磁性欠陥種のことである。
特に、水素が光ファイバ内に拡散する状態が生ずると、拡散した水素分子がこれらの常磁性欠陥と結合して、光ファイバの伝送帯域波長内に吸収を持つ原子結合を生じ、伝送損失が増加する。
また、特に、ラマン増幅システムを用いる場合、励起光は増幅光より１００ｎｍ程度短い波長となる。例えば、エルビウム添加ファイバ（ＥＤＦ）による信号光増幅システムでは利得帯にならない１５００ｎｍ付近のいわゆるＳ−ｂａｎｄ帯をラマンシステムで増幅利用しようとした場合、励起光の波長は１４００ｎｍとなる。これが１３８５ｎｍ〜１４１０ｎｍのいわゆるＯＨ吸収にかかってしまうため、ＯＨ吸収損失が大きい場合、励起光が減衰してしまって所望のラマン利得が得られないという問題が生じる。
さらに、水素分子がファイバ内に拡散した場合、前述のＮＢＯＨＣがモードフィールド径の領域（ＭＦＤ領域）内に多量に存在すると、これと水素分子が反応してＯＨ基を生成するため、経時的なＯＨ吸収損失の増加が生じ、システムの信頼性を大きく損ねる結果となる。このＯＨ吸収損失の増加量については、現状では規格化されてはいないが、およそ０．０５ｄＢ／ｋｍ以下が目標値とされている。
上述の伝送損失増加現象を抑制するため、耐水素性を考慮した光ファイバの一例が米国特許第６，１３１，４１５号に記載されており、ここには、波長１３８５ｎｍにおける伝送損失を低下させるために、水素イオンの濃度を低減することで、波長１２００〜１６００ｎｍの全波長領域における光伝送が可能となることが開示されている。
また、耐水素性を考慮した光ファイバの他の一例が米国特許第５，８３８，８６６号および第６，１２８，９２８号に記載されており、コアに隣接する内部クラッドに、その屈折率を実質的に上昇させない程度のゲルマニウムを添加することで耐水素性が得られることが開示されている。
しかし、これら米国特許公報に記載された技術はいずれも、光ファイバ内のＮＢＯＨＣあるいはＰＯＲ等の常磁性欠陥の密度等については全く言及していないため、光ファイバ中の常磁性欠陥の密度等の許容限度については依然として不明なままである。
また、線引方法の工夫によって、光ファイバの初期損失を減少させたり、機械的強度を保つことを示す先行文献として、例えば特開２００１−１９２２２８号公報、及び特開２００１−１１４５２６号公報がある。
本発明の目的は、耐水素特性に優れ、長期信頼性の高い光ファイバの製造方法および製造装置を提供することにある。
上記課題を解決するため、本発明の第１の態様は、石英系ガラスよりなる中心コアとクラッドを有するガラス部分を含み、前記ガラス部分にはＧｅおよびＦからなる群から選ばれた少なくとも１種が添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであるシングルモード光ファイバの製造方法において、光ファイバ母材を加熱して溶融させる工程、前記溶融した光ファイバ母材から光ファイバを線引きする工程、および前記溶融した光ファイバ母材の、母材径の９０％の径から５％の径になるまでのメニスカス部分から、前記線引きされた光ファイバの１２００℃になる部分まで連続的に、１０００〜３０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程を具備することを特徴とするシングルモード光ファイバの製造方法を提供する。
本発明の第２の態様は、第１のヒータを備える、光ファイバ母材を加熱する加熱炉と、前記加熱炉内で溶融した前記光ファイバ母材から光ファイバを線引きする機構とを具備し、前記加熱炉の下部に密接して、下記不等式を満たすような長さＬ１を有する下部筒が設けられ、線引きされる光ファイバ母材の、光ファイバ母材が線引炉内で溶融し母材径の９０％の径から５％の径になるまでのメニスカス部分の長さが、母材径（ｍｍ）×５以上の長さを有するように、前記下部筒中で光ファイバは連続的に冷却されることを特徴とする光ファイバの製造装置を提供する。
Ｌ１(mm)＞光ファイバの線速(m/min)X光ファイバの線速(m/min)/300
本発明の第１の態様は、メニスカス部分から、線引きされた光ファイバの１２００℃になる部分まで連続的に、１０００〜３０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程を具備することを特徴とする。
このように、メニスカス以降を連続して所定の温度まで所定の冷却速度で冷却することにより、光ファイバの耐水素性を向上させることが出来る。
本発明の第１の態様に係るシングルモード光ファイバの製造方法において、光ファイバ母材は、火炎加水分解法で得られた石英系ガラススートであり、このスートは実質的に酸素を含まない条件で焼結されていることが望ましい。
本発明の第２の態様は、加熱炉の下部に密接して、光ファイバの線速と所定の関係を満たすような長さＬ１を有する下部筒が設けられ、線引きされる光ファイバ母材の、光ファイバ母材が線引炉内で溶融しのメニスカス部分の長さが、母材径（ｍｍ）×５以上の長さを有するように、下部筒中で光ファイバは連続的に冷却されることを特徴とする。
このような装置構成を採用することにより、第１の態様に係る冷却工程を実現することが可能である。
第２の態様発明に係るシングルモード光ファイバの製造装置において、下部筒内に、加熱炉内から引き出された光ファイバを加熱する第２のヒーターが配置されており、第２のヒーターの長さＬ２は、下記不等式を満たすことが望ましい。
Ｌ２(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
また、第１のヒーターの上端部から加熱炉上部までの距離Ｌ３が、下記不等式を満たし、第１のヒーター上端部から加熱炉上部までの距離Ｌ４が、下記不等式を満たすことが望ましい。
Ｌ３(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
Ｌ４(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
なお、本発明において、シングルモード光ファイバとは、前述のＳＭＦ、ＤＳＦ、ＮＺＤＳＦ、ＤＣＦなどを含む、使用波長帯でシングルモード動作可能な光ファイバを意味する。
第１の参考例は、石英系ガラスよりなり、中心コアとクラッドを有するガラス部分を含むシングルモード光ファイバにおいて、前記ガラス部分の非架橋酸素欠陥の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１．０×１０１４ｓｐｉｎｓ／ｇ以下であることを特徴とするシングルモード光ファイバを提供する。
第２の参考例は、石英系ガラスよりなり、中心コアとクラッドを有するガラス部分を含むシングルモード光ファイバにおいて、前記ガラス部分にはＧｅおよびＦからなる群から選ばれた少なくとも１種が添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであり、前記ガラス部分のモードフィールド径を有するＭＦＤ領域に含まれる非架橋酸素欠陥の密度は、その外側の前記クラッド部分に含まれる非架橋酸素欠陥の密度より低いことを特徴とするシングルモード光ファイバを提供する。
第３の参考例は、石英系ガラスよりなり、中心コアとクラッドを有するガラス部分を含むシングルモード光ファイバにおいて、前記ガラス部分にはＧｅおよびＦからなる群から選ばれた少なくとも１種が添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであり、前記ガラス部分のモードフィールド径を有するＭＦＤ領域の中心部分に透過光を入射し、そのレーリー散乱光とラマン散乱光のずれを測定することによって得られる、ガラスの３員環構造を示す欠陥線と４員環構造を示す欠陥線との比率から求めた仮想温度が１２００℃以下であることを特徴とするシングルモード光ファイバを提供する。
第１の参考例は、ガラス部分の非架橋酸素欠陥（ＮＢＯＨＣ）の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１．０×１０１４ｓｐｉｎｓ／ｇ以下であることを特徴とする。スピン密度の下限は特に限定されないが、通常は１．０×１０１１ｓｐｉｎｓ／ｇ程度である。
ＮＥＯＨＣの密度が１．０×１０１４ｓｐｉｎｓ／ｇを超えると、光ファイバに水素分子を拡散、含浸させた際に、波長１．５２μｍ付近に伝送損失が増加してしまう。
第１の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、ガラス部分の常磁性欠陥Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１．０×１０１２ｓｐｉｎｓ／ｇ以上であることが望ましい。Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’の密度をこのように規定することにより、波長１．３８μｍ付近の伝送損失増加を更に防ぐことができる。
本例では、上述のように、光ファイバ内に残留するＮＢＯＨＣあるいはＳｉ（Ｄ）−Ｅ’の常磁性欠陥の密度を、電子スピン共鳴法（Electron-Spin-Resonance：以下、ＥＳＲ法とする）により測定されたスピン密度の値で規定している。
ここでＳｉ（Ｄ）−Ｅ’とは、図１（ｃ）に示すように、Ｓｉ原子に酸素原子が２つ、重水素原子（Ｄ）が１つそれぞれ結合し、Ｓｉ原子が他の原子との結合に寄与しない不対電子を１つ有する常磁性欠陥種のことである。
第１の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、カソードルミネッセンス法によるガラス部分の断面内における波長６５０ｎｍ付近の発光強度は、中心コアの外周部およびその外側近傍の環状領域においてもっとも強く、中心コアの外側方向になだらかに減少するように分布している構成とすることが出来る。このように、発光強度の分布を規定することで、水素を含む原子結合の影響による波長１．５２μｍ付近の伝送損失の増加を防ぐことができる。
第１の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、中心コアにゲルマニウムを添加することが出来る。また、ガラス部分の中心コアに隣接する環状領域にフッ素を添加することが出来る。更に、クラッドの塩素濃度を中心コアの塩素濃度より大きくすることが出来る。
このように、中心コアにゲルマニウムが添加され、中心コアに隣接する環状領域にフッ素が添加され、またはクラッドの塩素濃度を中心コアの塩素濃度より大きくされていることは、光ファイバの伝送損失を増加させる構造欠陥を減少させる観点で望ましい。
以上説明した第１の参考例に係るシングルモード光ファイバは、ガラス部分に重水素を拡散させて、ＮＢＯＨＣのスピン密度を減少させ、それによって過酸化ラジカルのスピン密度を増加させることにより製造することが可能である。
このように、耐水素処理として重水素を拡散することにより、ＮＢＯＨＣのスピン密度を減少させ、過酸化ラジカルのスピン密度を増加させることにより、水素の拡散により伝送損失が増加することのないシングルモード光ファイバを得ることが可能である。
第２の参考例は、ガラス部分のＭＦＤ領域に含まれるＮＢＯＨＣの密度は、その外側のクラッド部分に含まれるＮＢＯＨＣの密度より低いことを特徴とする。
このように、光が伝搬する領域のＮＢＯＨＣの密度を低くすることにより、光ファイバの耐水素特性を向上させることが出来る。
第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、ガラス部分の中心から半径２５μｍの領域に含まれるＮＢＯＨＣの密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇ以下であることが望ましい。スピン密度の下限は特に限定されないが、通常は１．０×１０１１ｓｐｉｎｓ／ｇ程度である。
ＮＥＯＨＣの密度が１．０×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇを超えると、光ファイバに水素分子を拡散、含浸させた際に、波長１．５２μｍ付近に伝送損失が増加してしまう。
第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、クラッド部分の塩素濃度が１０００ｐｐｍ以上であることが望ましい。クラッド部分の塩素濃度の上限は特に限定されないが、通常は１００００ｐｐｍ程度である。
第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、ガラス部分に含まれる常磁性欠陥Ｓｉ−Ｅ’の密度が電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として５×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇ以上であることが望ましい。このスピン密度の上限は特に限定されないが、通常は１×１０１５ｓｐｉｎｓ／ｇ程度である。
これらのように、クラッド部分の塩素濃度およびガラス部分に含まれる常磁性欠陥Ｓｉ−Ｅ’の密度を規定することにより、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失を低くし、水素暴露による１．３８μｍＯＨ吸収損失増加量を小さくすることが可能である。
第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、室温で１気圧の水素ガスに暴露した後のガラス部分に拡散した水素分子によって生じる損失増加以外の損失増加が、１．３８μｍ〜１．４２μｍ波長において０．１ｄＢ／ｋｍ以下であることが望ましい。
第３の参考例は、ガラス部分のＭＦＤ領域の中心部分に透過光を入射し、そのレーリー散乱光とラマン散乱光のずれを測定することによって得られる、ガラスの３員環構造を示す欠陥線と４員環構造を示す欠陥線との比率から求めた仮想温度が１２００℃以下であることを特徴とする。仮想温度の下限は、特に限定されないが、１０００℃程度である。
このように、仮想温度を１２００℃以下とすることにより、水素暴露による１．３８μｍＯＨ吸収損失増加量を低くすることができる。
第３の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、室温で１気圧の水素ガスに暴露した後の前記ガラス部分に拡散した水素分子によって生じる損失増加以外の損失増加が、１．３８μｍ〜１．４２μｍ波長において０．０５ｄＢ／ｋｍ以下であることが望ましい。
本発明によれば、水素含有雰囲気中に長時間保持しても伝送損失が増加することのない、耐水素性を有するシングルモード光ファイバを得ることが可能である。
以下、発明を実施するための最良の形態について説明する。
図２は、第１の例に係るシングルモード光ファイバの屈折率分布構造の種々の例を示す説明図である。所望の屈折率分布は、石英に種々の元素を添加することにより得られるが、純石英よりも屈折率をあげる場合はＧｅを、下げる場合はＦを添加することが出来る。なお、これらを同時に添加して所望の屈折率分布を得ることも出来る。
図２（ａ）に示す屈折率分布構造では、中心コア１１の屈折率がクラッド１２の屈折率より高くなっている。そして、この屈折率分布構造を有する光ファイバは、Ｇｅドープした石英からなる中心コア１１と純石英からなるクラッド１２とからなり、塩素濃度が中心コア１１よりクラッド１２の方が相対的に高くされており、中心コア１１の塩素濃度は７００〜１３００ｐｐｍ、それより外側のクラッド１２の塩素濃度は１５００〜３０００ｐｐｍである。
図２（ｂ）に示す屈折率分布構造では、中心コア２１の屈折率はクラッド２３の屈折率より高く、環状領域２２の屈折率はクラッド２３の屈折率より低くなっている。そして、この屈折率分布構造を有する光ファイバは、Ｇｅドープした石英からなる中心コア２１と、微量のＦドープした石英からなる環状領域２２と、純石英からなるクラッド２３とからなり、塩素濃度が中心コア２１より環状領域２２、クラッド２３の方が相対的に高く、中心コア２１の塩素濃度は７００〜１３００ｐｐｍ、それより外側の環状領域２２、あるいはクラッド２３の塩素濃度は１５００〜３０００ｐｐｍである。
図２（ｃ）に示す屈折率分布構造では、中心コア３１の屈折率および第２の環状領域３３の屈折率はクラッド３４の屈折率より高く、第１の環状領域３２の屈折率はクラッド３４の屈折率より低くなっている。そして、この屈折率分布構造を有する光ファイバは、Ｇｅドープした石英からなる中心コア３１と、Ｆドープした石英からなる第１の環状領域３２と、Ｇｅドープした石英からなる第２の環状領域３３と、純石英からなるクラッド３４とからなる。
なお、図２（ｃ）において、第１の環状領域３２の屈折率はクラッド３４の屈折率より低くなっているが、必ずしもその必要はなく、図３（ａ）に示すように、第１の環状領域３２の屈折率がクラッド３４の屈折率とほぼ等しいものであってもよい。
図２（ｄ）に示す屈折率分布構造では、中心コア４１とクラッド４５との間に第１の環状領域４２、第２の環状領域４３および第３の環状領域４４を有し、中心コア４１の屈折率および第２の環状領域４３の屈折率はクラッド４５の屈折率より高く、第１の環状領域４２の屈折率および第３の環状領域４４の屈折率はクラッド４５の屈折率より低くなっている。
なお、図２（ｄ）において、第１の環状領域４２の屈折率はクラッド４５の屈折率より低くなっているが、必ずしもその必要はなく、図３（ｂ）に示すように、第１の環状領域４２の屈折率がクラッド４５の屈折率とほぼ等しいものであってもよい。
なお、上述の図１において、シングルモード光ファイバの外径は１２５μｍ±３μｍの範囲内にある。また、中心コア１１、２１の外径は７．５〜９．５μｍ、中心コア３１、４１の外径は３〜５μｍである。また、環状領域２２の外径は中心コア２１の外径の３〜６倍である。また、環状領域３２の外径は中心コア３１の外径の１．５〜３．５倍、環状領域３３の外径は環状領域３２の外径の１．２〜２．５倍である。さらに、環状領域４２の外径は中心コア４１の外径の１．５〜３．５倍、環状領域４３の外径は環状領域４２の外径の１．２〜２．５倍、環状領域４４の外径は環状領域４３の外径の１．０５〜２倍である。
図２および図３に示す屈折率分布構造を有するシングルモード光ファイバにおいて、いわゆるＭＦＤは、要求されるファイバ特性によって様々であるが、通常は４〜１２μｍ程度の範囲に入る。通常、光の伝搬する範囲はＭＦＤの２〜３倍の範囲となるのが普通であるから、伝送特性、特に伝送損失に影響を与える範囲は、ガラス部分の直径が約１２５μｍの通常の光ファイバにおいて、直径５０μｍ程度以下と考えられる。
次に、上記図２（ａ）〜（ｃ）に示される屈折率分布構造を有するシングルモード光ファイバの試料について、常温での水素雰囲気暴露による水素ロスの増加とＯＨロスの増加の有無を調べるとともに、ＥＳＲ測定を行った。
その結果を下記表１に示す。なお、表１において、スピン濃度が空欄になっているところは、スピン密度が１０１２のオーダー以下であり、ＥＳＲの信号の検出レベル以下であることを示している。
Figure 0004460069
上記表１において、試料ＳＭ１〜ＳＭ６は、図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバ、試料ＳＭ７およびＳＭ８は、図２（ｂ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバ、試料ＮＺ１およびＮＺ１Ｄは、図２（ｃ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバである。
また、表１において、耐水素性処理とは重水素雰囲気中で一定時間保持して光ファイバに重水素分子を拡散させる処理のことであり、「○」は処理済、「×」は未処理であることを示す。
また、表１において、１．５２μｍ吸収増とは、Ｓｉ−Ｈ結合に起因する伝送損失の増加、いわゆる「水素ロス増」のことであり、常温で一定時間水素雰囲気に露出した際に損失増加が認められたものを「有」、認められなかったものを「無」としている。
また、表１において、１．３８μｍ吸収増とは、Ｓｉ−ＯＨ結合に起因する伝送損失増加、いわゆる「ＯＨロス増」のことであり、常温で一定時間水素雰囲気に暴露した際に損失増加が認められたものを「有」、認められなかったものを「無」としている。
表１中の各試料ＳＭＦについてのＥＳＲの測定結果は以下のとおりである。
試料「ＳＭ１」では、水素ロス増、ＯＨロス増が共に認められ、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が１．１×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）であり、１０１４のオーダーに達している。
試料「ＳＭ１Ｄ」は試料「ＳＭ１」と同一の光ファイバに耐水素性処理を施したものである。試料「ＳＭ１Ｄ」では、水素ロス増、ＯＨロス増は共に認められず、ＮＢＯＨＣ欠陥のＥＳＲ信号は検出されず、ＰＯＲ欠陥のスピン濃度が４．９×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）となっている。さらに試料「ＳＭ１Ｄ」では重水素が結合した常磁性欠陥種「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」の信号が検出された。
試料「ＳＭ２」とそれに耐水素処理を施した試料「ＳＭ２Ｄ」は、試料「ＳＭ１」および試料「ＳＭ１Ｄ」と同様の結果を示した。即ち、試料「ＳＭ２」では、水素ロス増、ＯＨロス増が共に認められ、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度は１．２×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）になっている。また、試料「ＳＭ２Ｄ」では、水素ロス増、ＯＨロス増は共に認められず、ＰＯＲ欠陥のスピン密度が２．３×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）になっており、「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」の信号が検出された。
試料「ＳＭ３」〜「ＳＭ６」は、水素ロス増は認められなかったが、ＯＨロス増が認められた光ファイバである。これらはＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が１０１３のオーダーである。またＰＯＲ欠陥の信号は検出されなかった。
試料「ＳＭ７」、「ＳＭ８」は、水素ロス増もＯＨロス増も認められなかった光ファイバであり、ＮＢＯＨＣ欠陥の信号もＰＯＲ欠陥の信号も検出されなかった。
上述のＥＳＲの測定結果を整理すると、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が１０１４のオーダーに達すると、水素ロス増およびＯＨロス増が認められることがわかる。
また、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン濃度が１０１３のオーダーの場合には、水素ロス増は認められないが、ＯＨロス増は認められることがわかる。
さらに、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が検出できない大きさ（１０１２のオーダー以下）の場合には、水素ロス増もＯＨロス増も認められなくなることがわかる。
また、重水素分子の拡散による耐水素性処理により耐水素特性が向上すること自体は公知であるが、当該処理を施して実際に耐水素性を有する光ファイバからは、「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」欠陥の信号が検出された。
次に、表１中のＮＺＤＳＦについての測定結果について説明する。
試料「ＮＺ１」はＡｅｆｆ＝７５μｍ２であり、１．５５μｍ帯で数ｐｓ／ｎｍ／ｋｍ程度の負の分散値を持つ光ファイバであって、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が３．４×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）と１０１３のオーダーであり、水素ロス増は認められないが、ＯＨロス増は認められることがわかり、耐水素特性において前記ＳＭＦの場合（試料「ＳＭ３」〜「ＳＭ６」）と一致している。
耐水素性処理を施した試料「ＮＺ１Ｄ」では、ＮＢＯＨＣ欠陥のＥＳＲ信号は検出されず、ＰＯＲ欠陥のスピン密度が２．７×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）となって、水素ロス増、ＯＨロス増は共に認められなかった。さらに試料「ＮＺ１Ｄ」でも前述の試料「ＳＭ１Ｄ」と同様、重水素が結合した常磁性欠陥種「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」の信号が検出された。
次に、カソードルミネッセンス法による光ファイバ断面内の波長６５０ｎｍ付近の発光強度分布について説明する。
カソードルミネッセンス法とは、電子線を対象物に当てた際に放出される紫外線、可視光、あるいは近赤外線の波長と強度から、含まれる欠陥種およびその密度、あるいは応力などを分析する手法である。波長６５０ｎｍ付近の発光はＮＢＯＨＣによることがわかっており、当該技術を用いて光ファイバ断面内のＮＢＯＨＣ分布を調べた。その結果を図４に示す。
図４から、以下のことがいえる。
（１）図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバの一例である試料「ＳＭ１」の発光強度分布を図４（ａ）に示す。
図４（ａ）からわかるように、試料「ＳＭ１」の発光は中心コア１１とクラッド１２との境界部分（モードフィールド周辺部分）がもっとも強く、中心コア１１の外側では急激に強度が弱くなる。また、中心コア１１中心付近の発光強度は中心コア１１の外周部分に比べて弱く、クラッド１３の発光強度はさらに弱い。
また、発光強度が最大となる部分の光ファイバ中心からの距離（半径）をＲ、その外側で発光強度が最大強度の２０％となる部分の距離をｒとすると、外径が７．５〜９．５μｍの中心コア１１に対して、３μｍ＜Ｒ＜４．５μｍ、５μｍ＜ｒ＜６μｍになり、光ファイバの中心からＲを超えると、発光強度は急激に低下する。
この光ファイバは、上述のようにＮＢＯＨＣがモードフィールド周辺部分に集中しており、また、ＮＢＯＨＣが、上記表１からわかるように、ＥＳＲによる測定で検出され、耐水素性に問題がある。
（２）図２（ｂ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバの一例である試料「ＳＭ７」の発光強度分布を図４（ｂ）に示す。
図４（ｂ）からわかるように、試料「ＳＭ７」の発光は環状領域２２および環状領域２２とクラッド２３との境界部分（ＭＦＤ周辺部分）がもっとも強く、環状領域２２の外側では、図４（ａ）に比較して緩やかに強度が弱くなる。また、中心コア２１の中心付近の発光はＭＦＤ周辺部分に比べて弱く、クラッド２３の発光強度はさらに弱い。
また、発光強度が最大となる部分の光ファイバ中心からの距離（半径）をＲ、その外側で発光強度が最大強度の２０％となる部分の距離をｒとすると、前記の大きさの内外径を有する環状領域２２に対して、４μｍ＜Ｒ＜６μｍ、９μｍ＜ｒ＜１５μｍになり、光ファイバの中心からＲを超えると、発光強度は緩やかに低下する。
この光ファイバでは、上述のようにＮＢＯＨＣがモードフィールド周辺部分に集中せず、その外側に分散しており、また、ＮＢＯＨＣが、表１からわかるように、ＥＳＲによる測定で検出されず、耐水素性にも問題は生じない。
（３）図２（ｃ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバの一例である試料「ＮＺ１」の発光強度分布を図４（ｃ）に示す。
図４（ｃ）からわかるように、「ＮＺ１」の発光は、Ｆが添加されている環状領域３２（ＭＦＤ内で屈折率の低い部分）で強く、Ｇｅが添加されている中心コア３１および環状領域３３（ＭＦＤ内で屈折率の高い部分）で弱くなっている。また、ＦもＧｅも添加されていないクラッド３４は発光強度がもっとも弱い。この結果は、耐水素性処理を行った試料「ＮＺ１Ｄ」においても同様である。
ところで、耐水素性処理を行った試料「ＳＭ１Ｄ」と試料「ＳＭ２Ｄ」では、ＥＳＲではＢＮＯＣＨは検出されないが、カソードルミネッセンス法ではＮＢＯＣＨの発光が観察される。
このように、耐水素性処理によりＥＳＲではＮＢＯＣＨが検出されなくなった光ファイバでも、カソードルミネッセンス法ではＮＢＯＣＨの発光が観察される。
その理由は、以下のように観察される。即ち、
（ａ）ＥＳＲの感度よりカソードルミネッセンス法の感度の方が高い。
（ｂ）光ファイバ断面内の残留応力のある部分やガラス構造の弱い部分（ＥＳＲでは検出不可能）を反映している。
なお、図４に示すカソードルミネッセンス法による発光強度分布の測定結果は、あくまでも光ファイバ断面における発光強度分布の相対比較を表すものであり、光ファイバ相互の発光強度分布の絶対比較の指標とはならない。実際のＮＢＯＨＣのスピン密度の比較は、ＥＳＲによる測定結果から得られた数値を使って行う。
上記ＥＳＲ法の測定結果およびカソードルミネッセンス法による発光強度分布の観察結果から、以下の結論が得られる。すなわち、
（１）耐水素性の問題点として「水素ロス増」と「ＯＨロス増」がある。ＮＢＯＨＣの密度が、ＥＳＲ法によって得られたスピン密度の値として１．０×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）を超える場合、水素ロス増やＯＨロス増が生ずる。したがって、水素ロス増やＯＨロス増が生じない光ファイバを得るためには、少なくともＮＢＯＨＣのスピン密度が１．０×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）以下でなければならない。
（２）ＮＢＯＣＨのスピン密度が１．０×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）以下の場合は、水素ロス増は生じないが、ＯＨロス増が生ずることがある。一方、ＮＢＯＨＣのスピン密度が１０１２（ｓｐｉｎｓ／ｇ）オーダー以下の場合は、水素ロス増もＯＨロス増も生じない。すなわち、ＮＢＯＨＣのスピン密度が１０１２（ｓｐｉｎｓ／ｇ）オーダー以下であることが、水素ロス増やＯＨロス増が生じない光ファイバとして望ましい条件となる。
（３）耐水素性処理を施した光ファイバは、ＮＢＯＨＣが検出されなくなり、代わってＰＯＲおよびＳｉ（Ｄ）−Ｅ’が検出されるようになる。ただし、この場合は水素ロス増もＯＨロス増も発生しない。この条件も水素ロス増やＯＨロス増が生じない光ファイバとして望ましい。
（４）カソードルミネッセンス法によって、光ファイバ断面内のＮＢＯＨＣ分布を観察することが可能である。例えば、図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有するＧｅドープＳＭＦでは、ＮＢＯＨＣに起因する６５０ｎｍ波長付近の発光強度は、中心コア１１とクラッド１２の境界面付近が集中してもっとも強く、以下中心コア１１、クラッド１２の順で弱くなる。
（５）また、例えば図２（ｂ）に示す屈折率分布構造を有するような、Ｇｅドープコアの周辺に微量のＦがドープされているようなＳＭＦでは、ＮＢＯＨＣに起因する６５０ｎｍ波長付近の発光強度は、中心コア２１の外側のＦドープ領域である環状領域２２でもっとも強く、中心コア２１の外側方向になだらかに減少し、以下Ｇｅドープ部分である中心コア２１、クラッド２３の順に弱くなる。言い換えると、この光ファイバは、図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバに比して、ＮＢＯＨＣが集中せず、モードフィールド周辺部およびその外側に分散している。
図２（ｂ）に示される屈折率分布形状は、図２（ａ）に示される屈折率分布形状と比較して耐水素特性に対して優れている。
（６）さらに、例えば図２（ｃ）に示すように、Ｇｅドープされた中心コア３１の外周にＦドープされた第１の環状領域３２を設け、さらにその外周にＧｅドープされた第２の環状領域３３を設けた屈折率分布構造を有するシングルモード光ファイバでは、６５０ｎｍ付近の発光強度は環状領域３２、環状領域３３、クラッド３４の順となる。なお、図２（ｄ）に示されるような屈折率分布構造を有する光ファイバについても、同様の現象が発生する。
したがって、良好な耐水素特性を持つシングルモード光ファイバの条件として、上記結論の（１）は必須であり、（２）〜（３）は望ましい条件となる。また、（４）〜（６）は上記（１）〜（３）を裏付けるための条件として重要なものである。
次に、第２の例に係るシングルモード光ファイバについて説明する。
既に述べたように、光ファイバの耐水素特性の改善に関しては、耐水素性の劣化にガラスが持つ構造欠陥、特に酸素に起因する構造欠陥が大きく関与していることが従来から言われている。このうち、ＥＳＲ法で検出される常磁性欠陥として、図１（ａ）に示す構造の欠陥（非架橋酸素欠陥：ＮＢＯＨＣ）がよく知られている。
ＮＢＯＨＣがファイバ中に存在している場合、拡散によってガラス中に水素分子が進入してくると
≡ Si - O ・ + ・ H → ≡ Si - O - H
という反応が起こり、ＯＨ基が生成され、その結果、１．３８μｍ波長のＯＨ吸収損失の増加が起こる。
ＭＦＤ内、もしくはその近傍の光が伝搬する部分にＮＢＯＨＣが大量に存在すると、耐水素特性は劣化すると考えられる。本発明者らは、様々な光ファイバにおいて、ガラスの外径が約１２５μｍの状態と、そのファイバをＨＦによって直径約５０μｍまでエッチングした状態とについて、それぞれＥＳＲ法により、含有しているＮＢＯＨＣのスピン密度を測定した。
エッチング後の外径を約５０μｍとしたのは、光導波部分の欠陥状態を解明したい（クラッドの影響を除去したデータを採りたい）という理由の他に、ＥＳＲ測定時のサンプルハンドリングの点で、その程度の細さが限界であるという理由による。
本発明者らはまた、これらの試料を常温１気圧下で水素雰囲気に暴露させ、ファイバ内に十分に水素分子を拡散させた時の１．５２μｍ波長、あるいは１．３８〜１．４２μｍ波長の水素による吸収損失増加量との関連を調査した。ここでは、図２（ａ）に示す屈折率分布を有する光ファイバ（いわゆる一般的なシングルモード光ファイバ）についての測定結果を示す。
下記表２に、ＥＳＲ測定結果、および水素による伝送損失の挙動を示した。
Figure 0004460069
上記表２において、試料Ｎｏ．に「Ｅ」と付いているもの（例えばＳＭ９Ｅ）は、ＨＦエッチングを行った外径約５０μｍの試料を示しており、「Ｅ」の付いていないものはエッチング前の外径約１２５μｍの試料である。また、１．３８μｍ吸収増加の単位は、「ｄＢ／ｋｍ」である。
１．５２μｍ吸収は、水素分子と過酸化ラジカル（≡Ｓｉ−Ｏ−Ｏ・）の結合によるものと言われているが、他にも原因が考えられ、今のところ定説はない。上記表２では、水素暴露前の損失値と暴露後の損失値を比較して、この波長に吸収ピークが認められたものを「有」、認められなかったものを「無」として表した。
１．３８μｍ吸収は、前述の通り、ファイバ内に拡散した水素分子とＮＢＯＨＣとが反応して生じたＯＨ基によるものであり、水素暴露前と暴露後の損失値の増加量として示した。なお、ＮＢＯＨＣスピン密度が「ＮＤ」となっているのは、測定を行ったＥＳＲ装置、および測定条件において検出下限（１×１０１２ｓｐｉｎｓ／ｇ）以下であったことを示している。
それぞれの試料の製造方法は以下の通りである。
試料ＳＭ９：ＶＡＤ法で製造したコアにクラッドを別工程で合成し、付与した。コア部分の多孔質体を透明化する工程で、雰囲気ガス中に酸素を１％存在させ、強制的に酸素過剰なガラスとした。
母材外径は８０ｍｍ、線引速度は１０００ｍ／ｍｉｎ、線引炉温は最高温度で２０５０℃、後述する図９に示す線引装置で線引きした。このときの除冷部分の長さは１５００ｍｍ、メニスカス長は３５０ｍｍであった。
試料ＳＭ１０：試料ＳＭ９と同一工程で製造した。ただし、線引速度は５００ｍ／ｍｉｎ．、線引炉温は最高温度で１９５０℃とした。メニスカス長は３５０ｍｍであった。
試料ＳＭ１１：試料ＳＭ９と同一工程でファイバを製造した。ただし、コアを透明化する時に酸素は存在させなかった。
試料ＳＭ１２：試料ＳＭ１０と同一工程でファイバを製造した。ただし、コアを透明化する時に酸素は存在させなかった。
試料ＳＭ１３：試料ＳＭ１２と同一工程で母材を製造した。線引速度は５００ｍ／ｍｉｎ．、線引炉温は最高温度で１９５０℃としたが、炉内ガスの流れを調整して、メニスカス長を４２０ｍｍと長くした。
以上の結果をまとめると、以下の通りとなる。
（１）コア多孔質体の透明化を酸素雰囲気下で行うと、水素暴露により１．５２μｍ吸収が生ずるが、酸素の無い雰囲気でコア多孔質体の透明化を行った場合には、水素暴露により１．５２μｍ吸収は生じない。
これは、従来から言われてきた酸素過剰ガラスに１．５２μｍ吸収が生じ易いということと一致する。従って、酸素過剰な状態にならないようにガラスを製造すれば、１．５２μｍ吸収を防止できるものと考えられる。
以下、１．５２μｍ吸収については触れずに、波長１．３８μｍのＯＨ吸収に絞って説明する。
（２）ＨＦエッチングでＭＦＤ近傍のＮＢＯＨＣ密度を測定した結果と、波長１．３８μｍのＯＨ吸収増加量との関係を整理すると、図５に示すグラフの通りとなる。
図５において、菱形マークは酸素過剰ガラスから作成した試料（ＳＭ９、ＳＭ１０）、正方形マークは無酸素条件で製造したガラスから作成した試料（ＳＭ１１〜ＳＭ１３）についてのデータである。図５のグラフから、ＮＢＯＨＣ密度と水素暴露による伝送損失増との関係は、上記試料群間で差があり、酸素過剰ガラスから作成した試料の方が無酸素条件で製造したガラスから作成した試料よりも、同一ＮＢＯＨＣ密度の場合に、より大きな伝送損失増を起こすことが判る。これは、過酸化ラジカルと水素が反応してＯＨ基が生成されているためと考えられる。
以下、試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３について説明する。
従来から、線引時の冷却条件によって、光ファイバ中に残留する構造欠陥量が左右されることが知られており、一般に冷却速度が遅いほうが欠陥残留量は少ない。試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３は、以下の理由から冷却条件を変えて製造したものと考えることが出来る。
すなわち、試料ＳＭ１１と試料ＳＭ１２とでは線引き速度は試料ＳＭ１１の方が早いが、メニスカス長を同一としたため、試料ＳＭ１１の方が試料ＳＭ１２よりも冷却速度が早いことになる。同様に、試料ＳＭ１２と試料ＳＭ１３とでは、線引き速度は同じだがメニスカス長が試料ＳＭ１２の方が短いため、試料ＳＭ１２の方が試料ＳＭ１３よりも冷却速度は早い。
試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３の冷却速度をそれぞれＣ３，Ｃ４，Ｃ５とし、ＮＢＯＨＣ含有量をＮ３，Ｎ４，Ｎ５とし、１．３８μｍのＯＨ吸収増加量をα３，α４，α５とすると、
C3＞C4＞C5 , N3＞N4＞N5 , α3＞α4＞α5
という関係があることが判った。
そこで、本発明者らは、このＮＢＯＨＣ欠陥濃度と１．３８μｍのＯＨ吸収増加量との関係をさらに定量化して臨界条件を明らかにすることと、それを制約する線引き装置の条件を明らかにすることを検討した。
その結果、以下の条件（１）が必要であることが判明した。
（１）少なくともＧｅ、またはＦ、あるいはその両者が添加された石英系ガラスからなるシングルモード光ファイバにおいて、そのガラス部分は少なくとも中心コアおよびクラッドを含んでおり、該ガラス部分の外径が約１２５μｍであって、ＭＦＤ部分とその外側のクラッド部分が含有する非架橋酸素欠陥の密度を比較した場合、ＭＦＤ部分の方がクラッド部分より低いこと。
また、更に、以下の条件（２）を満たすことが望ましいことが判明した。
（２）ガラス部分の中心部分（半径２５μｍの領域）が含有する非架橋酸素欠陥の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１×１０１３ｓｉｐｉｎｓ／ｇ以下であること。
本発明者らの検討結果によると、上記条件を満たしている光ファイバでは、常温１気圧の水素暴露による１．３８μｍのＯＨ吸収増加量は、０．１ｄＢ／ｋｍ以下となった。
次に、線引き中の物質拡散によってガラス内を移動する元素と、それによって生じる常磁性欠陥について検討した結果について説明する。
線引き前のガラス母材はＯＨ基を含有しないことが望ましい。これを実現するために、合成ガラスの製造工程では塩素で多孔質体を処理することが一般的に行われている。従って、ＯＨ基含有量の少ない合成石英ガラスには一般的に塩素が多く含まれている。塩素はガラス中では酸素を置換した形でＳｉと結合していると考えられるが、この結合は線引き中の加熱や応力によって容易に切断され、Ｅ’センター（Ｓｉ−Ｅ’：図１（ｃ））と呼ばれる常磁性欠陥が生成することが知られている。
本発明者らは、線引き後に残留するＳｉ−Ｅ’およびＮＢＯＨＣのスピン密度と、線引き前のガラスが含有している塩素濃度とに関連性があるかどうかを検討した。
前述の試料ＳＭ１３と同一のコア母材に塩素濃度を３つのレベルに変化させたクラッドを合成し、試料ＳＭ１３と同一条件で線引きしてファイバ化し、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失と水素暴露によるＯＨ損失増加量とを調べた。その結果を下記表３に示す。
ここで、クラッド塩素濃度の単位は「ｐｐｍ」である。
Figure 0004460069
上記表３をグラフにしてたのが図６、図７である。
図６から、クラッドの塩素濃度が高いとファイバ内に残留しているＳｉ−Ｅ’が多く、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失は小さいことが判る。図７からは、水素暴露によるＯＨ吸収増加量は３５００ｐｐｍと１０００ｐｐｍでは明確な差異は見られず、クラッドの塩素濃度がこの範囲にある場合、ＯＨ吸収増加量には影響がないことが判る。
ただし、２００ｐｐｍまで低下させた試料では、水素暴露によるＯＨ吸収増加量がかなり大きくなることが判る。これは、ＮＢＯＨＣの測定結果から説明することができる。
即ち、クラッド部分の塩素含有量が少ないとガラスの粘度が高くなり、コア部分との粘度整合性が低くなってしまうため、線引き後に欠陥が残留しやすくなっていると考えられる。あるいは塩素分子がラジカルを埋める可能性が低くなるというメカニズムがあるためとも考えられる。
また、ＭＦＤ内とクラッドのＳｉ−Ｅ’密度を比較すると、ＭＦＤ内の方がクラッドよりもＳｉ−Ｅ’密度が多いという結果となった。これは、塩素濃度が１０００ｐｐｍ以上の結果と逆になっている。
これらの事実から、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失を十分低く（０．３５ｄＢ／ｋｍ以下）し、かつ水素暴露によるＯＨ吸収増加量を小さく（０．０５ｄＢ／ｋｍ以下）するには、クラッド部分が含有する塩素濃度は１０００ｐｐｍ以上であり、および／またはファイバ内に残留しているＳｉ−Ｅ’が５×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇ以上であることが望ましいことがわかる。
次に、第３の例について説明する。
光ファイバに残留する構造欠陥量は、線引き工程で引き出された後の冷却経過に強く依存する。ガラス母材が擬似流体としてファイバに引き出され急冷固化する時、ガラス構造は流動性が無くなった時点の状態を維持している。これはいわば固化した時点の液体構造を維持していると考えられるが、この固化した温度を「仮想温度」と呼ぶ。この「仮想温度」とレーリー散乱係数Ａとには、下記の関係があることが知られている。
A = ( 8π3 / 3 ) n5 ・ P2 ・ kTf ・ KT
式中、ｎ：屈折率
ｐ：光弾性定数
ｋ：ポルツマン定数
Tf：仮想温度
KT：等湿圧縮率（体積弾性率の逆数）
J.C.Mikkelsen,Jr. and F. L. Galeener, Journal of Non-Crystalline Solids 37(1980)71.84およびA.E.Geissberger and F. L. Galeener, Physical review B, vol.28, Number 6(1983）によれば、仮想温度Ｔｆは、レーリー散乱光とラマン散乱光のずれ（ラマンシフト）を測定することによってガラス構造欠陥を分析する方法（ラマン分光法）において、ガラスの３員環、４員環構造を示す欠陥線（Ｄ１、Ｄ２線）の比率から求めることができる。実際には、ＭＦＤ中心部分の透過光、もしくは散乱して戻ってくる散乱光を用いて、ラマンシフトを測定することにより求められる。
この方法で、前記試料のうち試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３についてラマンシフトスペクトルを測定し、Ｔｆを計算した。その結果を下記表４に示す。
Figure 0004460069
Ｔｆと水素暴露後の１．３８μｍＯＨ吸収増加量との関係を図８のグラフに示す。
図８から、ＭＦＤ中心部分のＴｆが１２００℃以下であれば、水素暴露による１．３８μｍＯＨ吸収増加量を０．０５ｄＢ／ｋｍ以下に抑制できることが判る。
以下、上述した石英系ＳＭＦを製造するために使用した線引き装置について説明する。
上述したように、本発明者らは、石英系ＳＭＦにおいて１．３８μｍＯＨ吸収損失に関連した耐水素性、長期信頼性を向上させることを目的に、種々検討を行ってきたが、特に、線引き工程のファイバ冷却プロセスに重点をおいて検討を進めてきた。冷却プロセスがファイバに残留する構造欠陥に大きく影響することは、従来から定性的には判っていたが、その定量化は十分にはなされていなかった。
本発明者らは、線引き装置の加熱炉部分を様々な形態に改造しつつ、ファイバ特性そのものを劣化させない範囲の線引き条件を基に、さらに耐水素性を向上させることを可能とする要件の抽出と、そのパラメータの最適化について検討した。
その結果、石英系ガラス母材が溶融して細められた（メニスカス）部分から連続的に冷却され、その冷却速度は、ファイバの表面温度が１２００℃となるところまで、１０００〜３０００℃／秒の範囲であることが、耐水素性向上のためのポイントであることがわかった。更に、石英系ガラススート母材の焼結条件も重要であることがわかった。
従来の方法および装置では、光ファイバ母材の線引きの際に、メニスカス部分から連続的に冷却されてはいない。
本発明者らはまた、石英系ＳＭＦの製造における現実的な線引き速度（３００〜１５００ｍ／ｍｉｎ．）および母材外径（３５〜１２０ｍｍ）において、線引き条件として、線引きされる光ファイバ母材の引き落とし部分（メニスカス）の長さが、母材径（ｍｍ）×５倍以上の長さを有することで、所望の冷却プロセスが実現できることを見出した。ここでメニスカス部分とは、光ファイバ母材が線引炉内で溶融し、母材径の９０％の径から５％の径になるまでの長さと定義する。
上記線線引き条件を達成する線引き装置の概要を図９に示す。この線引き装置では、ガラス母材５１が加熱炉５２内に導入され、そこで線引きが行われる。加熱炉５２内には母材加熱用ヒーター５３が配置されている。図中、参照符号５４はメニスカス部分を、５７は巻取り装置をそれぞれ示している。
図９に示す線引き装置では、上記線線引き条件を実現する手段として、線引き加熱炉５２の下部に、引き出された光ファイバ５５を連続的に冷却する下部筒５６が設けられている。この下部筒５６の側部より、図１０に示すように、Ａｒ＋Ｈｅガスが、流量５リットル／分で流されている。供給されたＡｒ＋Ｈｅガスは、一旦下部筒の外側を下方に流れ、光ファイバに接触する領域では下部筒の下部から加熱炉に向かって流れ、更に加熱炉内に流入して加熱炉上部から排出される。
このようにして、図９および１０に示す装置によると、約１２００℃まで、母材のメニスカス部分から所定の径を有する光ファイバ５５の部分までが連続的に冷却される。
このような徐冷条件は、下部筒５６の長さ（光ファイバ５５の徐冷部分の長さ）Ｌ１を下記の関係を満たすようにすることで実現できることが判った。
Ｌ１(mm)＞光ファイバの線速(m/min)X光ファイバの線速(m/min)/300
除冷条件は、引き出された光ファイバ５５の表面温度が、例えば１７００℃から１２００℃に連続的に冷却される時の冷却率が１０００〜３０００℃／秒となる条件に相当する。
あるいは、下部筒５６内に、引き出された光ファイバ５５を加熱するヒーターを設け、加熱炉５２とヒーターとの間にガスを流し込むガス導入口を設けず、さらにヒーターの長さＬ２が下記の関係を満たすようにすることで、所望の徐冷条件を実現できることも判った。
Ｌ２(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
更に、線引装置に関して、光ファイバ母材５１を加熱する加熱炉５２のヒーター５３の上端部から加熱炉５２上部までの距離Ｌ３が、下記の関係を見たし、ヒーター５３下端部から加熱炉５２下部までの距離Ｌ４が下記の関係を見たすことで、より保温効果が上がり、所望のメニスカス形状が得やすいことも判った。
Ｌ３(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
Ｌ４(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
（ａ）、（ｂ）および（ｃ）はそれぞれ、光ファイバの常磁性欠陥であるＮＢＯＨＣ、ＰＯＲおよびＳｉ（Ｄ）−Ｅ’の説明図。 シングルモード光ファイバの屈折率分布構造の種々の例を示す説明図。 シングルモード光ファイバの屈折率分布構造の種々の例を示す説明図。 （ａ）、（ｂ）および（ｃ）はそれぞれ、試料ＳＭ１、ＳＭ７およびＮＺ１のカソードルミネッセンス法による光ファイバ断面内の波長６５０ｎｍ付近の発光強度分布を示す説明図。 ＭＦＤ近傍のＮＢＯＨＣ密度を測定した結果と、１．３８μｍのＯＨ吸収増加量との関係を示す特性図。 クラッド塩素濃度と、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失との関係を示す特性図。 クラッド塩素濃度と、水素暴露によるＯＨ損失増加量との関係を示す特性図。 Ｔｆと水素暴露後の１．３８μｍＯＨ吸収増加量との関係を示す特性図。 本発明の一実施形態に係る線引装置を示す模式図。 図９に示す線引装置下部のガスの流し方を示す模式図。
符号の説明
１１，２１，３１，４１・・・中心コア
１２，２３，３４，４５・・・クラッド
２２・・・環状領域
３２，４２・・・第１の環状領域
３３，４３・・・第２の環状領域
４４・・・第３の環状領域
５１・・・ガラス母材
５２・・・加熱炉
５３・・・母材加熱用ヒーター
５４・・・メニスカス
５５・・・光ファイバ
５６・・・下部筒
５７・・・巻取り装置。

Claims (6)

  1. 石英系ガラスよりなる中心コアとクラッドを有するガラス部分を含み、前記中心コアにはＧｅが添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであるシングルモード光ファイバの製造方法において、
    光ファイバ母材を加熱して溶融させる工程、
    前記溶融した光ファイバ母材から光ファイバを線引きする工程、および
    前記溶融した光ファイバ母材の、母材径の９０％の径から５％の径になるまでのメニスカス部分から、前記線引きされた光ファイバの１２００℃になる部分まで連続的に、１０００〜３０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程
    を具備し、且つ
    前記光ファイバ母材は、少なくとも前記中心コアを含む、火炎加水分解法で得られた石英系ガラススートを実質的に酸素を含まない条件で焼結して得たガラス部分を含むことを特徴とするシングルモード光ファイバの製造方法。
  2. 前記メニスカス部分の長さが、母材径（ｍｍ）×５以上の長さを有することを特徴とする請求項１に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
  3. 第１のヒーターを備える、前記光ファイバ母材を加熱する加熱炉と、前記加熱炉の下部に密接して、下記不等式を満たすような長さＬ１を有する下部筒が設けられた光ファイバ製造装置を用い、Ｌ １ と前記線引きする工程における光ファイバの線速が、下記不等式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
    Ｌ１(mm)＞光ファイバの線速(m/min)X光ファイバの線速(m/min)/300
  4. 前記下部筒内に、前記加熱炉内から引き出された光ファイバを加熱する第２のヒーターが配置されており、前記第２のヒーターの長さＬ２は、下記不等式を満たすことを特徴とする請求項３に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
    Ｌ２(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
  5. 前記第１のヒーターの上端部から前記加熱炉上部までの距離Ｌ３が、下記不等式を満たし、前記第１のヒーター下端部から前記加熱炉下部までの距離Ｌ４が、下記不等式を満たすことを特徴とする請求項３または４に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
    Ｌ３(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
    Ｌ４(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
  6. 前記下部筒内の光ファイバに接触する雰囲気ガスは、前記下部筒の下部から前記加熱炉に向かって流れ、更に加熱炉内に流入して加熱炉上部から排出されることを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
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