JPS60226427A - 赤外光用光フアイバ - Google Patents
赤外光用光フアイバInfo
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- JPS60226427A JPS60226427A JP59078556A JP7855684A JPS60226427A JP S60226427 A JPS60226427 A JP S60226427A JP 59078556 A JP59078556 A JP 59078556A JP 7855684 A JP7855684 A JP 7855684A JP S60226427 A JPS60226427 A JP S60226427A
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- Japan
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- glass
- point
- optical fiber
- absorption
- infrared
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- Granted
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
- C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
- C03C13/00—Fibre or filament compositions
- C03C13/04—Fibre optics, e.g. core and clad fibre compositions
- C03C13/041—Non-oxide glass compositions
- C03C13/043—Chalcogenide glass compositions
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
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- Engineering & Computer Science (AREA)
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- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Geochemistry & Mineralogy (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Optical Fibers, Optical Fiber Cores, And Optical Fiber Bundles (AREA)
- Glass Compositions (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の利用分野〕
本発明は波長２μｍから１０μｍ以上の赤外光に対し高
い透過率を有する赤外透過材料に関する。
い透過率を有する赤外透過材料に関する。
波長２μｍ以上の赤外領域の波長において高い透過率を
有する赤外透過材料は、たとえばレーザメスやレーザ溶
接などに用いられる波長１０．６μｍのＣＯ，レーザの
窓などの材料として有用であり、またこのような材料を
線引して得られる赤外透過光ファイバは上記ＣＯ，レー
ザの伝送路や、あるいは温度計測用の伝送路としても非
常に有用である。このため波長２μｍ以上で透明な材料
の探索が行なわれ、カルコゲナイドガラスあるいはフッ
化物ガラスなどが研究されている。一般に赤外領域にお
ける損失の原因は不純物による吸収損失と、ガラスを形
成する原子・分子の格子振動による吸収損失とが主要な
ものである。両者のうち格子振動に起因する吸収損失は
多くは各種の不純物の吸収ピークよりも長波側に存在し
、実用上、重要であるＣｏ２レーザの波長（１０，６μ
ｍ）における吸取損失に多大の悪影響をおよぼす。この
ため１０．６μｍにおいて透過率の高い材料は、格子振
動による吸収の位置ができるかぎり長波長側に存在する
ことが望ましい、このような見地から各種の材料のうち
長波長まで高い透過率を有するカルコゲナイドガラスが
もつとも有望視されている。
有する赤外透過材料は、たとえばレーザメスやレーザ溶
接などに用いられる波長１０．６μｍのＣＯ，レーザの
窓などの材料として有用であり、またこのような材料を
線引して得られる赤外透過光ファイバは上記ＣＯ，レー
ザの伝送路や、あるいは温度計測用の伝送路としても非
常に有用である。このため波長２μｍ以上で透明な材料
の探索が行なわれ、カルコゲナイドガラスあるいはフッ
化物ガラスなどが研究されている。一般に赤外領域にお
ける損失の原因は不純物による吸収損失と、ガラスを形
成する原子・分子の格子振動による吸収損失とが主要な
ものである。両者のうち格子振動に起因する吸収損失は
多くは各種の不純物の吸収ピークよりも長波側に存在し
、実用上、重要であるＣｏ２レーザの波長（１０，６μ
ｍ）における吸取損失に多大の悪影響をおよぼす。この
ため１０．６μｍにおいて透過率の高い材料は、格子振
動による吸収の位置ができるかぎり長波長側に存在する
ことが望ましい、このような見地から各種の材料のうち
長波長まで高い透過率を有するカルコゲナイドガラスが
もつとも有望視されている。
レーザメスやレーザ溶接に用いるＣｏＩ２レーザのパワ
ーは数十ワットと高いために、これを透過するバルクあ
るいはファイバ材料の透過率は、伝送損失で０．５ｄＢ
／ｍ 以下、望ましくは０゜ｌｄ Ｂ ／ ｍ以下でな
ければならない。（これらの値は透過率に換算すると各
々１．２Ｘ１０−”ａｍ−’および２．３Ｘ１０−’ａ
１１−’に対応する。）一方赤外透過材料としてのカル
コゲナイドガラスとしてはＧｅ−８，Ｇｅ−８ｅ、Ａｓ
−８，Ａｓ−３ｅ、Ｇｅ−Ａｓ−３ｅ、Ｇｅ−３ｂ−８
ｓ。
ーは数十ワットと高いために、これを透過するバルクあ
るいはファイバ材料の透過率は、伝送損失で０．５ｄＢ
／ｍ 以下、望ましくは０゜ｌｄ Ｂ ／ ｍ以下でな
ければならない。（これらの値は透過率に換算すると各
々１．２Ｘ１０−”ａｍ−’および２．３Ｘ１０−’ａ
１１−’に対応する。）一方赤外透過材料としてのカル
コゲナイドガラスとしてはＧｅ−８，Ｇｅ−８ｅ、Ａｓ
−８，Ａｓ−３ｅ、Ｇｅ−Ａｓ−３ｅ、Ｇｅ−３ｂ−８
ｓ。
Ｇｅ−８ｅ−Ｔｅ、さらにはこれらを組み合わせた４元
系の組成にいたるまで多種の例が報告されている。これ
らの報告例の中でＣｏ３レーザ波長である波長１０．６
μｍにおいてもつとも光透過率の高いものは、たとえ
ばＧｅ−８ｂ−８ｅのバルクについて吸収係数の値カ０
、００８ ｒｘｓ −’（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｅ
ｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、Ｖｏｌ。
系の組成にいたるまで多種の例が報告されている。これ
らの報告例の中でＣｏ３レーザ波長である波長１０．６
μｍにおいてもつとも光透過率の高いものは、たとえ
ばＧｅ−８ｂ−８ｅのバルクについて吸収係数の値カ０
、００８ ｒｘｓ −’（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｅ
ｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、Ｖｏｌ。
４、＆２，１９７５ ｐｐ３４７−３６２ ）の例があ
り、またＧｏ−Ａｓ−３ｅのファイバにおいて伝送損失
４．５ｄＢ／ｍ （吸収係数に換算すると０．０ＩＱｌ
−”に対応する）（１００Ｃ’８３，３０Ａ２−４）な
どの例がある。しかしながらこれらの値は上に述べた値
にくらべまだ不充分な値であり、実用に耐え得る赤外光
用光フアイバ材料としてはより透過率の高い、言い換え
ると吸収係数の値が −より低い材料が必要である。上
にあげた２つの報告例においては、その論文内容によれ
ば１０．６μｍにおける損失の主要な原因は、この波長
よりも長波長側に存在する格子振動の吸収ピークの裾の
影響によるもので、材料固有のものであり、同組成にお
いてはこれ以上の透過率を有する赤外透過材料は実現で
きない。またＡｓを含む化合物はその強い毒性のため実
用上問題を生じる。
り、またＧｏ−Ａｓ−３ｅのファイバにおいて伝送損失
４．５ｄＢ／ｍ （吸収係数に換算すると０．０ＩＱｌ
−”に対応する）（１００Ｃ’８３，３０Ａ２−４）な
どの例がある。しかしながらこれらの値は上に述べた値
にくらべまだ不充分な値であり、実用に耐え得る赤外光
用光フアイバ材料としてはより透過率の高い、言い換え
ると吸収係数の値が −より低い材料が必要である。上
にあげた２つの報告例においては、その論文内容によれ
ば１０．６μｍにおける損失の主要な原因は、この波長
よりも長波長側に存在する格子振動の吸収ピークの裾の
影響によるもので、材料固有のものであり、同組成にお
いてはこれ以上の透過率を有する赤外透過材料は実現で
きない。またＡｓを含む化合物はその強い毒性のため実
用上問題を生じる。
さらに重要なことはカルコゲナイドなどの赤外光用ガラ
スにおいては石英系ガラスにくらべ、ガラスとしての安
定度が低いために、ファイバとすることが難かしいこと
である。たとえば文献（電子通信学会技術研究報告ＣＰ
Ｍ８２−３９）に記載されているごとく、Ｇｅ−Ｐ−８
系、Ａｓ−８系およびＧｅ−Ａｓ−８ｅ系のいずれの組
成においても、均質なファイバを得ることのできる領域
はガラス形成領域よりもはるかに狭い領域である。
スにおいては石英系ガラスにくらべ、ガラスとしての安
定度が低いために、ファイバとすることが難かしいこと
である。たとえば文献（電子通信学会技術研究報告ＣＰ
Ｍ８２−３９）に記載されているごとく、Ｇｅ−Ｐ−８
系、Ａｓ−８系およびＧｅ−Ａｓ−８ｅ系のいずれの組
成においても、均質なファイバを得ることのできる領域
はガラス形成領域よりもはるかに狭い領域である。
したがって吸収が低いという特性を持つ組成と、光ファ
イバとして好適な組成とは必ずしも一致しない。すなわ
ちバルクガラスとしては非常に透明であっても、これを
線引してファイバとすることが出来ないか、あるいは出
来たとしても線引時の再加熱による結晶化のために散乱
損失が増加し、ファイバとしての損失が大きくなる場合
がある。
イバとして好適な組成とは必ずしも一致しない。すなわ
ちバルクガラスとしては非常に透明であっても、これを
線引してファイバとすることが出来ないか、あるいは出
来たとしても線引時の再加熱による結晶化のために散乱
損失が増加し、ファイバとしての損失が大きくなる場合
がある。
本発明の目的は上述したカルコゲナイド赤外光ファイバ
材料の問題点、すなわち波長１０．６μｍにおいてこれ
よりも長波長側に存在する格子振動の吸収ピークの裾に
よる損失増加が少なくて、かつ散乱損失などの増加をと
もなわずに光フアイバ化が可能であるような毒性の少な
い赤外光用光フアイバ材料を提供することにある。
材料の問題点、すなわち波長１０．６μｍにおいてこれ
よりも長波長側に存在する格子振動の吸収ピークの裾に
よる損失増加が少なくて、かつ散乱損失などの増加をと
もなわずに光フアイバ化が可能であるような毒性の少な
い赤外光用光フアイバ材料を提供することにある。
本発明はＧｅ−８ｅカルコゲナイドガラスにｓｂを添加
することによって、１０．６μｍのＣ０２レーザ光の透
過率に悪影響をおよぼす１】１８ および１３．２μｍ
に存在する格子振動による吸収損失を低下させるように
したものである６すなわち本発明はモル％で示したＧ
ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成分系カルコゲナイドガラ
スの状態図において、Ａ点（３Ｇｅ、１０Ｓｂ、８７Ｓ
ｅ）、Ｂ点（３０Ｇｅ、１０Ｓｂ、６０８ｅ） 、０点
（３０Ｇｅ。
することによって、１０．６μｍのＣ０２レーザ光の透
過率に悪影響をおよぼす１】１８ および１３．２μｍ
に存在する格子振動による吸収損失を低下させるように
したものである６すなわち本発明はモル％で示したＧ
ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成分系カルコゲナイドガラ
スの状態図において、Ａ点（３Ｇｅ、１０Ｓｂ、８７Ｓ
ｅ）、Ｂ点（３０Ｇｅ、１０Ｓｂ、６０８ｅ） 、０点
（３０Ｇｅ。
１５ｓｂ、５５Ｓｅ）、Ｅ点（］ ５Ｇａ、３０Ｓｂ、
５５Ｓｅ）、Ｆ点（３Ｇａ、３０Ｓｂ。
５５Ｓｅ）、Ｆ点（３Ｇａ、３０Ｓｂ。
６７ Ｓ ｅ）の各点をＡ、Ｂ、Ｃ，Ｅ、Ｆ、Ａの順に
結んだ直線で囲まれた領域内の組成を持つガラス、そら
に好ましくはＧ点（３Ｇｅ、２０Ｓｂ、７７Ｓａ） 、
０点（２５Ｇ ｅ 、 ２０ Ｓ ｂ 、 ５５Ｓｓ）
、Ｅ点（１５Ｇｅ、３０Ｓｂ、５５Ｓｅ）、Ｆ点（３Ｇ
ｅ、３ｏｓｂ、６７Ｓ１３）の各点をＧ。
結んだ直線で囲まれた領域内の組成を持つガラス、そら
に好ましくはＧ点（３Ｇｅ、２０Ｓｂ、７７Ｓａ） 、
０点（２５Ｇ ｅ 、 ２０ Ｓ ｂ 、 ５５Ｓｓ）
、Ｅ点（１５Ｇｅ、３０Ｓｂ、５５Ｓｅ）、Ｆ点（３Ｇ
ｅ、３ｏｓｂ、６７Ｓ１３）の各点をＧ。
Ｄ ｅ Ｅ ＊ Ｆ ｔ Ｇの順に結んだ直線で囲まれ
た領域内の組成を持つガラスを赤外光用ファイバとする
ことによって上記の目的を達成したものである。
た領域内の組成を持つガラスを赤外光用ファイバとする
ことによって上記の目的を達成したものである。
カルコゲン化物のガラス形成のためには、その化学結合
がイオン性結合と共有性結合の中間である必要がある。
がイオン性結合と共有性結合の中間である必要がある。
また金属結合性が強いと結合の方向性を失うので２元素
からなるカルコゲン化物ガラスとしてはＡｓ−８系、Ｇ
ｅ−３系がもつとも標準的なガラス網目形成体（Ｎ ｅ
ｔｗｏｒｋ Ｆ ｏｒ＋５ｅｔ）である、またガラスの
赤外透過の限界波長は、原子量の大きい程良波長側へシ
フトする。またガラスの軟化温度も、赤外透過材料の実
用性を定慮すると少なくとも１００℃以上である必要が
ある。
からなるカルコゲン化物ガラスとしてはＡｓ−８系、Ｇ
ｅ−３系がもつとも標準的なガラス網目形成体（Ｎ ｅ
ｔｗｏｒｋ Ｆ ｏｒ＋５ｅｔ）である、またガラスの
赤外透過の限界波長は、原子量の大きい程良波長側へシ
フトする。またガラスの軟化温度も、赤外透過材料の実
用性を定慮すると少なくとも１００℃以上である必要が
ある。
各種のカルコゲナイドガラスのうちＳ系はＳｓ。
Ｔｅ系にくらべてガラス化し易く、軟化点も高いが赤外
吸収端は１５μｍ以下に制限される。たとえばＡｓ−８
系およびＧｅ−８系の吸収端の位置は各々１４μｍおよ
び１３μｍである。この吸収端の影響で１０．６μｍ帯
での吸収損失は大きくなる。一方へ８をベースとするカ
ルコゲナイドガラスは、毒性が強いという問題の他に、
ガラス転移温度が低いという欠点がある。またＰは揮発
性があるという欠点やＳｔでは融点が高くなる、あるい
は５ｔ−０の吸収が１０．６μｍの近くにあるという欠
点がある。さらにＳｎにおいては不要な吸収が多く、Ｔ
ｅ系においては光散乱が多いという欠点がある。
吸収端は１５μｍ以下に制限される。たとえばＡｓ−８
系およびＧｅ−８系の吸収端の位置は各々１４μｍおよ
び１３μｍである。この吸収端の影響で１０．６μｍ帯
での吸収損失は大きくなる。一方へ８をベースとするカ
ルコゲナイドガラスは、毒性が強いという問題の他に、
ガラス転移温度が低いという欠点がある。またＰは揮発
性があるという欠点やＳｔでは融点が高くなる、あるい
は５ｔ−０の吸収が１０．６μｍの近くにあるという欠
点がある。さらにＳｎにおいては不要な吸収が多く、Ｔ
ｅ系においては光散乱が多いという欠点がある。
以上の理由により、波長１０．６μｍにおいて透過率が
高く、かつ毒性の少ない赤外透過用材料としてはＧｅ−
８ｓ系に絞られる。
高く、かつ毒性の少ない赤外透過用材料としてはＧｅ−
８ｓ系に絞られる。
以下本発明を図面を用いて詳細な説明する。第１図はＧ
ｏ Ｓｅ の組成のバルクガラスの吸収係数の長波長領
域におけるふるまいを示す。この図より、Ｇｅ−８ｓ系
ガラスにおいては１３．２μｍに格子振動による大きな
吸収ピークが存在し、さらにこれに１１．８μｍにある
やや小さな吸収ピークが重なっており、これらが１０．
６μｍにおける損失の主要な原因であることがわかる。
ｏ Ｓｅ の組成のバルクガラスの吸収係数の長波長領
域におけるふるまいを示す。この図より、Ｇｅ−８ｓ系
ガラスにおいては１３．２μｍに格子振動による大きな
吸収ピークが存在し、さらにこれに１１．８μｍにある
やや小さな吸収ピークが重なっており、これらが１０．
６μｍにおける損失の主要な原因であることがわかる。
したがって１０．６μｍにおける損失を低下させるには
、材料固有の性質である上の２つの格子振動による吸収
ピークを低減させなければならない。
、材料固有の性質である上の２つの格子振動による吸収
ピークを低減させなければならない。
先にも述べたように、ガラスの赤外波長限界、言い換え
ると格子振動による吸収ピークの位置は、原子量が大き
い程良波長側へシフトする。本発明は以上の事実からＧ
ｅおよびＳｓ元素を、これらよりも原子量が大きく、か
つ赤外透過用カルコゲナイドガラス構成元素として最適
なｓｂを添加することによって上記吸収ピークを長波長
側にシフトさせ、波長１Ｏ３６μｍにおける透過率の高
い材料を得るものである。
ると格子振動による吸収ピークの位置は、原子量が大き
い程良波長側へシフトする。本発明は以上の事実からＧ
ｅおよびＳｓ元素を、これらよりも原子量が大きく、か
つ赤外透過用カルコゲナイドガラス構成元素として最適
なｓｂを添加することによって上記吸収ピークを長波長
側にシフトさせ、波長１Ｏ３６μｍにおける透過率の高
い材料を得るものである。
Ｇｅ−８ｓ系カルコゲナイドガラスにｓｂを加えていっ
た時、上記の波長１３．２μｍおよび１１．８μｍにお
ける吸収ピークのふるまいと、波長１０．６μｍにおけ
る吸収係数が期待通りに低下するかどうかを確かめるた
めにＧｅ Ｓ。
た時、上記の波長１３．２μｍおよび１１．８μｍにお
ける吸収ピークのふるまいと、波長１０．６μｍにおけ
る吸収係数が期待通りに低下するかどうかを確かめるた
めにＧｅ Ｓ。
およびＧｏ Ｓｅ 、Ｇｅ Ｓｓ の各々の組成を出発
材料とし、これらのＳｅ′＃ｔＳｂで置換していった各
種組成のＧ ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成分系カルコ
ゲナイドガラスを作り、それらの赤外分光特性を測定し
た。その結果Ｓｓをｓｂで置換して行ったとき、第１図
に示した１３．２μｍおよび１１．８μｍの吸収が著し
く改善できることを見出した。
材料とし、これらのＳｅ′＃ｔＳｂで置換していった各
種組成のＧ ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成分系カルコ
ゲナイドガラスを作り、それらの赤外分光特性を測定し
た。その結果Ｓｓをｓｂで置換して行ったとき、第１図
に示した１３．２μｍおよび１１．８μｍの吸収が著し
く改善できることを見出した。
第２図は１０．６μｍにおける吸収係数の値を１ｍ当り
の伝送損失に換算した値がｓｂの濃度とともにどう変化
するかを示す０図中の黒丸および白丸はＧｅのモル濃度
が１０％および２０％の場合を示す。図からＧ ｅ −
Ｓ ｅ系においてＳｅをｓｂで置換するとともに１０．
６μｍにおける吸収係数は急激に減少し、ｓｂの置換量
が１０モル％を越えると約０．５ｄＢ／ｍ以下に、さら
に２０モル％以上置換すると０．１ｄＢ／ｍ以下となる
ことがわかる。
の伝送損失に換算した値がｓｂの濃度とともにどう変化
するかを示す０図中の黒丸および白丸はＧｅのモル濃度
が１０％および２０％の場合を示す。図からＧ ｅ −
Ｓ ｅ系においてＳｅをｓｂで置換するとともに１０．
６μｍにおける吸収係数は急激に減少し、ｓｂの置換量
が１０モル％を越えると約０．５ｄＢ／ｍ以下に、さら
に２０モル％以上置換すると０．１ｄＢ／ｍ以下となる
ことがわかる。
一方、Ｇｅ−８ｂ−８ｓ系カルコゲナイドガラスにおけ
るガラス化領域は第３図に示す破線よりもｓｂの少ない
領域である。この図はＧｅ−８ｂ−Ｓ ｓ系スルコゲナ
イドガラスではｓｂの量が増すとガラスとしては不安定
となり、結晶化し易くなることを示している。すなわち
Ｇｅ−５ｂ−８ｅ系においては従来の発表例によれば、
バルクガラスの透過率が高いｓｂの豊富な領域は、赤外
光用光ファイバとしては必ずしも好適な組成領域とは言
えない。しかし本発明の実施例で述べるごとく、ロッド
線引法、るつぼ法などの従来法による線引法とは異なる
、加圧つるぼ法を用いて線引を行うことによって従来法
ではｓｂの量が０〜２０モル％の領域までしか可能でな
かった線引領域が、第３図の破線で示したｓｂ約３０モ
ル％のガラス化領域の境界まで散乱損失の増加なしに線
引できることが示される。
るガラス化領域は第３図に示す破線よりもｓｂの少ない
領域である。この図はＧｅ−８ｂ−Ｓ ｓ系スルコゲナ
イドガラスではｓｂの量が増すとガラスとしては不安定
となり、結晶化し易くなることを示している。すなわち
Ｇｅ−５ｂ−８ｅ系においては従来の発表例によれば、
バルクガラスの透過率が高いｓｂの豊富な領域は、赤外
光用光ファイバとしては必ずしも好適な組成領域とは言
えない。しかし本発明の実施例で述べるごとく、ロッド
線引法、るつぼ法などの従来法による線引法とは異なる
、加圧つるぼ法を用いて線引を行うことによって従来法
ではｓｂの量が０〜２０モル％の領域までしか可能でな
かった線引領域が、第３図の破線で示したｓｂ約３０モ
ル％のガラス化領域の境界まで散乱損失の増加なしに線
引できることが示される。
さらに詳細な領域は、以下に示す実施例にもとづいて決
定される。
定される。
実施例１
出発原料として純度１０−ナインのＧｅのインゴットと
、５−ナインのＳｅおよびｓｂのショットを蒸留輸送法
によって精製したものを用い、これらをモル比において
Ｇｅ：Ｓｂ：５ｅ＝１０：２８：６２となるように秤量
し、次に石英ガラスアンプル中に真空度１０− ＠ｔｏ
ｒｒで封入し、振動型電気炉を用いて撹拌しながら８０
０℃で３８時間溶融した後、空冷してガラスブロックを
得た。
、５−ナインのＳｅおよびｓｂのショットを蒸留輸送法
によって精製したものを用い、これらをモル比において
Ｇｅ：Ｓｂ：５ｅ＝１０：２８：６２となるように秤量
し、次に石英ガラスアンプル中に真空度１０− ＠ｔｏ
ｒｒで封入し、振動型電気炉を用いて撹拌しながら８０
０℃で３８時間溶融した後、空冷してガラスブロックを
得た。
このブロックの開端を７．６ｍの厚さに研磨して赤外分
光器によって分光特性を測定したところ、第１図に示し
た１３．２μｍの吸収ピークは０．０４Ｃａｌ −’ま
で減少し、１０．６μｍにおける吸収係数の値は小さす
ぎてこの厚みでは測定不可能であった。
光器によって分光特性を測定したところ、第１図に示し
た１３．２μｍの吸収ピークは０．０４Ｃａｌ −’ま
で減少し、１０．６μｍにおける吸収係数の値は小さす
ぎてこの厚みでは測定不可能であった。
実施例２
実施例１と同様にしてＧｅ：Ｓｂ：５ｅ＝１５：２７：
５８なる組成のガラスを作製し、赤外分光特性を測定し
た。１３．２μｍおよび１１．８μｍの吸収ピークの値
は実施例１の場合と同様に約０．０３ａｕ−１まで減少
し、１０．６ｐｍ における吸収係数の値も、先の例と
同様に非常に小さいため、バルクガラスでは測定不可能
であった。
５８なる組成のガラスを作製し、赤外分光特性を測定し
た。１３．２μｍおよび１１．８μｍの吸収ピークの値
は実施例１の場合と同様に約０．０３ａｕ−１まで減少
し、１０．６ｐｍ における吸収係数の値も、先の例と
同様に非常に小さいため、バルクガラスでは測定不可能
であった。
実施例３
Ｇ ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成分系ガラスの線引可
能な組成領域をめるために、実施例１に述べたものと同
じ原料および方法を用いてガラス化領域内の１８点の異
なる組成のガラスブロックを作製し、これらの各々を従
来法であるロッド線引法と、加圧るつぼ法と呼ぶ新しい
方法との２つの方法で線引を行った。ロッド線引の場合
には試料の径を約１０ａｍφ、長さを数十■程度に研磨
し、これを石英棒に装着して電気炉内に入れ、１５０℃
〜４８０℃の範囲内で、その組成に最適な温度で線引を
行った。加圧るつぼ法とは下端にノズルを持ったるつぼ
に試料を入れ、加熱すると共に圧力を加えながら線引を
行う方法である。本実施例においてはるつぼ下端のノズ
ル径は０．６〜０．８ａ！ｌφ、内径８ｍφの石英製る
つぼを用い、加圧にはＡｒガスボンベを用い、圧力は０
．５ｋｇ／ｄと一定とした。
能な組成領域をめるために、実施例１に述べたものと同
じ原料および方法を用いてガラス化領域内の１８点の異
なる組成のガラスブロックを作製し、これらの各々を従
来法であるロッド線引法と、加圧るつぼ法と呼ぶ新しい
方法との２つの方法で線引を行った。ロッド線引の場合
には試料の径を約１０ａｍφ、長さを数十■程度に研磨
し、これを石英棒に装着して電気炉内に入れ、１５０℃
〜４８０℃の範囲内で、その組成に最適な温度で線引を
行った。加圧るつぼ法とは下端にノズルを持ったるつぼ
に試料を入れ、加熱すると共に圧力を加えながら線引を
行う方法である。本実施例においてはるつぼ下端のノズ
ル径は０．６〜０．８ａ！ｌφ、内径８ｍφの石英製る
つぼを用い、加圧にはＡｒガスボンベを用い、圧力は０
．５ｋｇ／ｄと一定とした。
電気炉はロッド線引の場合とまったく同一のものを用い
、線引温度は異なる組成ごとに最適条件をめた。このよ
うにしてめた線引可能な領域はロッド線引と加圧るつぼ
法とでは異なった範囲であった。第３図にその結果を示
す、第３図の破線はＱ ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成
分系ガラスのガラス化範囲の境界を示し、その内側の点
線は本実施例でめたロッド線引法を用いた場合の線引可
能な境界をあられす。この点線の外側の領域では均質な
光ファイバの線引はできなかった。すなわちＧｅ−８ｂ
−Ｓｅ３成分系においても、先に述べた文献に示された
Ｇｅ−Ｐ−８系、Ａｓ−８，Ｇｅ−Ａｓ−５ｅ系などと
同じく、ガラス化可能な組成範囲よりも、ロッド線引に
よる線引可能な範囲が狭いことが判明した。一方、加圧
るつぼ法による線引の場合には、ガラス化可能な組成範
囲のすべての試料を均質なファイバに線引することが可
能であった。
、線引温度は異なる組成ごとに最適条件をめた。このよ
うにしてめた線引可能な領域はロッド線引と加圧るつぼ
法とでは異なった範囲であった。第３図にその結果を示
す、第３図の破線はＱ ｅ −Ｓ ｂ −Ｓ ｅ ３成
分系ガラスのガラス化範囲の境界を示し、その内側の点
線は本実施例でめたロッド線引法を用いた場合の線引可
能な境界をあられす。この点線の外側の領域では均質な
光ファイバの線引はできなかった。すなわちＧｅ−８ｂ
−Ｓｅ３成分系においても、先に述べた文献に示された
Ｇｅ−Ｐ−８系、Ａｓ−８，Ｇｅ−Ａｓ−５ｅ系などと
同じく、ガラス化可能な組成範囲よりも、ロッド線引に
よる線引可能な範囲が狭いことが判明した。一方、加圧
るつぼ法による線引の場合には、ガラス化可能な組成範
囲のすべての試料を均質なファイバに線引することが可
能であった。
実施例４
実施例２で作製したガラスブロックを研磨により径１（
１ｗφ、長さ１００ｍのロッドに形成し、これを電気炉
で３７０℃に加熱し、従来法であるロッド線引法で線引
を行ったところ、線引中にファイバの破線がひん発し、
均質なファイバが得られなかった。破断面の観察によれ
ば、破断の原因は線引時の再加熱による結晶析出のため
と思われる。なお、るつぼ法による線引も同じように破
断を生じ均質なファイバが得られなかった。
１ｗφ、長さ１００ｍのロッドに形成し、これを電気炉
で３７０℃に加熱し、従来法であるロッド線引法で線引
を行ったところ、線引中にファイバの破線がひん発し、
均質なファイバが得られなかった。破断面の観察によれ
ば、破断の原因は線引時の再加熱による結晶析出のため
と思われる。なお、るつぼ法による線引も同じように破
断を生じ均質なファイバが得られなかった。
次に上と同じガラスブロックを、下端に０．６■φのノ
ズルを持つ内径８■φの石英るつぼに入れ、電気炉で３
７０℃に加熱すると共に、るつぼの上端からＡｒガスを
用いて０．５ｋｇ／ｃｄの圧力で加圧しながら線引を行
ったところ、外径２６０μｍ、長さ約８０ｍの均質なフ
ァイバを得ることができた。この赤外光用光ファイバの
分光特性を測定したところ、最低損失は波長６．５μｍ
において０．０６ｄＢ／ｍ、また波長１０．６μｍにお
ける伝送損失は０．０８ｄＢ／ｍ と、バルクの分光測
定の結果から予測したごとく損失が低く、また線引時に
おいても損失増加がほとんど無いことが確められた。
ズルを持つ内径８■φの石英るつぼに入れ、電気炉で３
７０℃に加熱すると共に、るつぼの上端からＡｒガスを
用いて０．５ｋｇ／ｃｄの圧力で加圧しながら線引を行
ったところ、外径２６０μｍ、長さ約８０ｍの均質なフ
ァイバを得ることができた。この赤外光用光ファイバの
分光特性を測定したところ、最低損失は波長６．５μｍ
において０．０６ｄＢ／ｍ、また波長１０．６μｍにお
ける伝送損失は０．０８ｄＢ／ｍ と、バルクの分光測
定の結果から予測したごとく損失が低く、また線引時に
おいても損失増加がほとんど無いことが確められた。
実施例５
実施例１と同様な方法でＧｅ ： Ｓｂ ： Ｓｅ ＝
３：２５ニア２の組成のガラスブロックを作製した。
３：２５ニア２の組成のガラスブロックを作製した。
このガラスブロックの赤外分光特性の測定結果は前の結
果と同様に波長１０．６μｍにおいて吸収係数が測定で
きない程小さな値を示した。この実施例で示した組成も
赤外透過材料に好適な事が判明した。
果と同様に波長１０．６μｍにおいて吸収係数が測定で
きない程小さな値を示した。この実施例で示した組成も
赤外透過材料に好適な事が判明した。
実施例６
上記の例と同様な方法でＧｏ ： ５ｂ＝２５ ニア５
のガラスブロックを作製し、赤外分光特性を測定したと
ころ、極端に透過率が悪く、これまでの例とは逆に吸収
係数が大きすぎるために測定不可能であった。さらにＧ
ｅの量が２％よりも小さな領域でＳｓとｓｂの組成を変
えてガラスブロックを作製して赤外分光特性を測定した
ところ、いずれの組成においても吸収係数が大きかった
。以上の実験の結果Ｇｅ−８ｂ−Ｓｅ３成分系において
Ｇｅの量が２％以下の組成は吸収係数が大であるために
赤外透過材料としては不適当であることが判明した。
のガラスブロックを作製し、赤外分光特性を測定したと
ころ、極端に透過率が悪く、これまでの例とは逆に吸収
係数が大きすぎるために測定不可能であった。さらにＧ
ｅの量が２％よりも小さな領域でＳｓとｓｂの組成を変
えてガラスブロックを作製して赤外分光特性を測定した
ところ、いずれの組成においても吸収係数が大きかった
。以上の実験の結果Ｇｅ−８ｂ−Ｓｅ３成分系において
Ｇｅの量が２％以下の組成は吸収係数が大であるために
赤外透過材料としては不適当であることが判明した。
実施例７
実施例１と同様な方法でＧｅ：Ｓｂ：５ｅ＝３３：１２
：５５のガラスブロックを作製し、赤外分光特性を作製
した。この組成においては１３．２μｍの吸収係数の値
はこれよりもｓｂの少ない組成にくらべ顕著な減少を示
さず、この測定よりめた１ ０．６ｐｍの伝送損失の値
も１．２ ｄ Ｂ／ｍと比較的高い値であった。すなわ
ちＧｏの量が３０％を越えるＧｅ−８ｂ−５ｓ系におい
ては。
：５５のガラスブロックを作製し、赤外分光特性を作製
した。この組成においては１３．２μｍの吸収係数の値
はこれよりもｓｂの少ない組成にくらべ顕著な減少を示
さず、この測定よりめた１ ０．６ｐｍの伝送損失の値
も１．２ ｄ Ｂ／ｍと比較的高い値であった。すなわ
ちＧｏの量が３０％を越えるＧｅ−８ｂ−５ｓ系におい
ては。
Ｓｅをｓｂに置換することによる損失低下の効果は顕著
には表われなかった。
には表われなかった。
以上述べたことから明らかなごとく本発明のように第４
図の組成に示した組成範囲内にあるＧｅ−８ｂ−Ｓｅ３
成分系カルコゲナイドガラスを用いれば、１０．６μｍ
のＣＯ２レーザ光までの赤外光の透過性が極めて高く、
かつ毒性の少ない、赤外光用光ファイバを得ることがで
きる。
図の組成に示した組成範囲内にあるＧｅ−８ｂ−Ｓｅ３
成分系カルコゲナイドガラスを用いれば、１０．６μｍ
のＣＯ２レーザ光までの赤外光の透過性が極めて高く、
かつ毒性の少ない、赤外光用光ファイバを得ることがで
きる。
第１図はＧｅ ： ５ａ＝２０ ： ８０のカルコゲナ
イドガラスの８〜１６μｍの領域における吸収係数と波
長との関係を示す図、第２図はＧ ｅ −Ｓ ｂ−Ｓｅ
３成分系カルコゲナイドガラスにおいて、波長１Ｏ０６
μｍにおける光透過率とｓｂの濃度との関係を表わす図
、第３図は同３成分系カルコゲナイドガラスのガラス化
範囲および線引範囲を示す図、第４図は本発明の内容で
ある光透過率の高いＧｏ−８ｂ−Ｓｅ３成分系ガラスの
組成範囲を表わす図である。 ｙｆＪｌ 目 Ｘ 長シ１） 第 ２ 目 ｓｂ モル製産に ｆ１３ 目 ｅ 第 ４ 口 、５ａ
イドガラスの８〜１６μｍの領域における吸収係数と波
長との関係を示す図、第２図はＧ ｅ −Ｓ ｂ−Ｓｅ
３成分系カルコゲナイドガラスにおいて、波長１Ｏ０６
μｍにおける光透過率とｓｂの濃度との関係を表わす図
、第３図は同３成分系カルコゲナイドガラスのガラス化
範囲および線引範囲を示す図、第４図は本発明の内容で
ある光透過率の高いＧｏ−８ｂ−Ｓｅ３成分系ガラスの
組成範囲を表わす図である。 ｙｆＪｌ 目 Ｘ 長シ１） 第 ２ 目 ｓｂ モル製産に ｆ１３ 目 ｅ 第 ４ 口 、５ａ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、モル％で示したＧｅ−８ｂ−８ｓ力ルコゲナイド３
成分系状態図において、Ａ点（３Ｇｅ。 １０Ｓｂ、８７Ｓｅ）、Ｂ点（３０Ｇｅ、１０Ｓｂ、６
０Ｓｅ）、Ｃ点（３００ｇ、１５Ｓｂ。 ５５Ｓｅ） 、Ｅ点（１５Ｇｅ、３０Ｓｂ、５５Ｓｅ）
、Ｆ点（３Ｇ３，３０Ｓｂ、６７Ｓｅ）の各点をＡ、Ｂ
、Ｃ，Ｅ、Ｆ、Ａの順に結んだ直線で囲まれた領域内の
組成をもつガラスを光ファイバのコアおよびクラッドと
したことを特徴とする赤外光用光ファイバ。 ２、特許請求の範囲第１項に記載した組成のガラスを加
圧るつぼ法を用いて線引し、ファイバとしたことを特徴
とする赤外光用光ファイバ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59078556A JPH0660036B2 (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 赤外光用光ファイバの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59078556A JPH0660036B2 (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 赤外光用光ファイバの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60226427A true JPS60226427A (ja) | 1985-11-11 |
| JPH0660036B2 JPH0660036B2 (ja) | 1994-08-10 |
Family
ID=13665182
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59078556A Expired - Lifetime JPH0660036B2 (ja) | 1984-04-20 | 1984-04-20 | 赤外光用光ファイバの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0660036B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4942144A (en) * | 1989-01-23 | 1990-07-17 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Infrared transmitting glasses with high glass transition temperatures |
| JP2006290738A (ja) * | 2005-04-13 | 2006-10-26 | Corning Inc | 低粘度押出成形および射出成形のためのカルコゲナイドガラス |
| CN103232161A (zh) * | 2013-05-03 | 2013-08-07 | 中国建筑材料科学研究总院 | 一种Ge-Sb-Se系统红外玻璃的制备方法及设备 |
| CN105470796A (zh) * | 2015-12-30 | 2016-04-06 | 江苏师范大学 | 一种高亮度超宽带中红外超连续谱光源 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5650307A (en) * | 1979-10-01 | 1981-05-07 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Infrared transmission material |
-
1984
- 1984-04-20 JP JP59078556A patent/JPH0660036B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5650307A (en) * | 1979-10-01 | 1981-05-07 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Infrared transmission material |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4942144A (en) * | 1989-01-23 | 1990-07-17 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Infrared transmitting glasses with high glass transition temperatures |
| JP2006290738A (ja) * | 2005-04-13 | 2006-10-26 | Corning Inc | 低粘度押出成形および射出成形のためのカルコゲナイドガラス |
| CN103232161A (zh) * | 2013-05-03 | 2013-08-07 | 中国建筑材料科学研究总院 | 一种Ge-Sb-Se系统红外玻璃的制备方法及设备 |
| CN103232161B (zh) * | 2013-05-03 | 2015-11-04 | 中国建筑材料科学研究总院 | 一种Ge-Sb-Se系统红外玻璃的制备方法及设备 |
| CN105470796A (zh) * | 2015-12-30 | 2016-04-06 | 江苏师范大学 | 一种高亮度超宽带中红外超连续谱光源 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0660036B2 (ja) | 1994-08-10 |
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