ELSEVIER optical Materials 15 (2000

ELSEVIER optical Materials 15 (2000) 81-91
www.elsevier.nl/locate/optmat

The relationship between structure and transparency in glass-ceramic materials
P.A. Tick a, N.F. Borrelli a’ , I.M. Reaney b
a Science and Technology Division, Corning Incorporated, SP-FR-03-01, Corning, NY14831, USA b University of Sheffield, Sheffield, UK
Received 21 November 1999; accepted 22 February 2000
Abstract
The passive scattering losses were measured in near single-mode optical waveguide fìbers with well-centered trans- parent glass-ceramic cores. Using difference spectra, it is shown that the incremental intrinsic losses of these glass- ceramic structures will be in the range of 100 dB/km or less. The magnitude of the scattering is discussed according to current theories. © 2000 Published by Elsevier Science B.v. All rights reserved.
Keywords: Transparent glass-ceramic; optical waveguides





1. Introduction
Glass-ceramics can be loosely defìned as a two- phase system comprising crystals that have been controllably grown from a parent glass by careful heat treatment. Originally, the term “glass-ce- ramics” was intended to describe only those sys- tems that contained more than 50 vol% of crystals, however, in this treatise we will consider any two- phase structure, where one phase is crystalline, a glass-ceramic. Glass-ceramics are noted for the unusual mix of properties that they can provide and many are especially effective in increasing strength or extending the high temperature use limits of the host glass. Optical properties have been largely ignored because of the notion that scattering losses can never be small enough to support actual devices. However, the ability of some crystalline phases to selectively partition rare-earth or transition metals into the crystal phase during ceramming has suggested that these materials could provide efficient lasing hosts. Such systems would be capable of properties that are glass-like in most respects, except for the spec- troscopy, which can be crystal-like.
In the early 1960s, transparency which was sufficiently good, so that imaging through short path lengths was possible, was observed in certain glass-ceramic materials [1] and this eventually led to a commercial cookware application. This work was instrumental in the subsequent discovery of many new transparent glass-ceramic systems [2-29]. However, scattering in most of these new compositions is too large to be practical for optical devices. The turbidity in these systems is well de- scribed by Rayleigh-Ganz particle scattering the- ory, where the most important factors for achieving high transparency are a crystal size that
is much smaller than the wavelength of the inci- dent light and a small refractive index difference between the crystal and matrix glass phases.
In 1993, a novel glass-ceramic system that seemed to have transparency comparable to a glass was discovered [30]. These observations were con- fìrmed by some later work [31], however, it was not until a method of preparing circular, single-mode, guided wave optical fìbers was developed that the scattering losses could be measured accurately en- ough to support these claims. Difference spectrum analyses of the data show that the intrinsic losses are of the order of tens of dBs/km [32].
It remains to determine some of the details of the relationship between properties, structure and turbidity in these ultra-transparent glass-ceramics. The structures that can produce such small tur- bidities are now thought to contain less than 10 vol% of crystals, whose size must be of the order of 10 nm or less. Since the best scattering data are obtained from loss measurements on single-mode, guided wave fìbers, structural analysis with X-ray or neutron diffraction methods is not possible be- cause of the small size of the core. Alternatively, thin sections from the fìbers on which the scatter- ing data were measured, were prepared, and ex- amined by high-resolution transmission electron microscopy (TEM). With this structural data and some estimates of the optical properties, it is now possible to identify some of the factors that lead to this remarkable transparency.
2. Experimental
The glass-ceramic composition, containing 30Si02-15Al03/2-29CdF2-17PbF2-4YF3, doped with 500 ppm of TmF3, was used for the fabrica- tion of all of the experimental fìbers. This material was melted at 10000C in air, in a platinum crucible and then poured onto a vitreous carbon plate, cooled and broken into cullet. The cullet was then loaded into a specially designed double crucible fìber drawing furnace, along with a suitable clad- ding glass, reheated to 10000C, then drawn into single-mode fìber, at a rate of about 1 m/s. A schematic diagram of the double crucible fìberizing process is shown in Fig. 1. The apparatus com-

Fig. 1. Double crucible fìber fabrication process.

prises two concentric platinum crucibles, arranged so that the hot core stream, which flows from the inside crucible, is continuously fed into the center of the clad glass stream, which is being delivered from the outside crucible. The composite stream is sufficiently cooled as it exits the furnace so that it can be pulled into fìber from the end of the delivery pipe. A cross-sectional optical photograph of a fì- ber, representative of the structures that can be fabricated, is shown in Fig. 2. The outside diameter of the fìber usually ranged between 90 and 100 ^m and the core diameter ranged between 3 and 5 ^m. The as-made fìber core was not yet in its glass- ceramic form, so consecutive lengths, as long as 5 m, were removed from the reel and reheated under varying time and temperature conditions in order to controllably ceram the core. These subsequent heat treatments did not affect the cladding glass.
Once the fìber was cerammed, its transmission losses were measured on a standard Photon Kinetic (PK) test bench using a single cut-back. The loss (in dB/m) was determined for each test fìber over the range of 800-1700 nm in 10 nm increments. 

Fig. 2. Strncture of glass-ceramic fìbers.

After the spectral loss measurement, a cross- sectional sample of each fìber was then prepared into a thin section by ion thinning and examined by high resolution TEM. The details of the struc- ture from the TEM images could then be measured by computer imaging analysis, using Image Pro- Plus (version 3.0), so that the particle size distri- bution could be directly determined.
Since scattering may also depend upon the re- fractive index of the crystal and matrix glass phase, a method had to be developed in which those pa- rameters could be estimated. Spectral measure- ments [33], X-ray and STEM [34] evidence suggest that the crystal phase is comprised of YF3, CdF2 and PbF2, but the concentration range of each cation element cannot be determined with any certainty by these methods. An indirect approach had to be adopted to estimate the chemistry and subsequently the properties of the crystals. Hence, a match of the lattice parameters of the crystals in glass-ceramics and bulk crystals was selected as the criterion for defìning the crystal chemistry. The bulk crystals, containing varying concentrations of each of the components, were prepared by directly melting the pure Auoride compounds in a dry box atmosphere, at 1000oC, in platinum crucibles. These formed clear fluid melts that could be quenched into translucent polycrystalline materi- als. These materials were then X-rayed to insure that they all had the same crystal structure as the nanocrystalline phase in the glass-ceramics.
Using the bulk crystals, the dependence of the lattice parameter, density and refractive index (by a standard Becke’ line measurement at the Sodium D emission line) was then determined as a function of composition. Once the crystal composition that matched the nanocrystal lattice parameter was found, the corresponding residual glass composi- tion for any desired crystal concentration could be calculated from a mass balance. These residual glasses were then melted and their refractive indi- ces measured by the same Becke’ line method. Composition shifts during melting consisted of the loss of a small amount of Si and F. These com- position shifts were generally small and were not taken into account when preparing the residual glass samples.
3. Results
The spectral loss of the parent glass fìber is shown in Fig. 3. The broad absorption peaks, centered at 1200 and 1600 nm are due to the Tm dopant. The background losses elsewhere are in- dicative of other absorption or scattering losses. Most of these other absorption losses are due to transition metal impurities, principally Fe+2 (10¬12 ppm) and Cu, whose concentration was not measured. The total of all of these background
Parent Glass Fiber Losses
10 8
I 6
~o_
o
3 4
2 0
500 1000 1500 2000
VVavelength (nm)
Fig. 3. Cut-back loss of parent glass fìber. 

Fig. 4. Differential scanning calorimetry behavior of glass- ceramic composition.

losses was about 1 dB/m between 1300 and 1500 nm.
The appropriate ceramming range for this par- ticular glass-ceramic composition can be deter- mined from a standard differential scanning calorimetry measurement, such as the one shown in Fig. 4. Reheating to temperatures near the sharp crystallization peak, which lies just above Tg (about 3950C), controllably forms the desired crystal phase. That ceramming temperature range is 440-4700C. The optimal ceramming times needed to be determined experimentally. In order to avoid any distortion of the fìber during ceram- ming, a time limit of 1 h or less was arbitrarily selected. Temperatures between 4600 and 4700C meet this time criterion. Longer ceramming times at lower temperatures may also be effective, but these were not tested.
Figs. 5-7 show the cut-back spectral loss curve after ceramming (curve a) and the difference spectrum, which is the difference between glass- ceramic absorption and the parent glass absorp- tion (curve b). The

Kết quả (Việt) 1:

ELSEVIER quang học vật liệu 15 (2000) 81-91www.Elsevier.nl/Locate/optmatMối quan hệ giữa cấu trúc và minh bạch trong vật liệu gốm sứ thủy tinhHàng năm đánh dấu một, Borrelli N.F. một ', I.M. Reaney bKhoa học và công nghệ Division, Corning kết hợp, SP-FR-03-01, Corning, NY14831, Hoa Kỳ b đại học Sheffield, Sheffield, Vương Quốc AnhNhận được 21 tháng 11 năm 1999; chấp nhận 22 tháng 2 năm 2000Tóm tắtThiệt hại thụ động tán xạ được đo ở gần đơn-chế độ quang học waveguide fìbers với phụ huynh trans tốt trung tâm thủy tinh gốm sứ lõi. Sử dụng quang phổ khác biệt, nó hiển thị các thiệt hại nội tại gia tăng của các cấu trúc gốm sứ thủy tinh sẽ trong phạm vi 100 dB/km hoặc ít hơn. Tầm quan trọng của sự tán xạ được thảo luận theo lý thuyết hiện tại. © 2000 xuất bản bởi khoa học Elsevier B.v Tất cả các quyền.Từ khóa: Minh bạch thủy tinh-gạch; quang waveguides 1. giới thiệuGốm sứ thủy tinh có thể là lỏng lẻo defìned như một hệ thống hai giai đoạn bao gồm các tinh thể cẩn thận xử lý nhiệt đã được phát triển một controllably từ một phụ huynh ly. Ban đầu, thuật ngữ "thủy tinh-ce-ramics" được dự định để mô tả chỉ những sys-tems có chứa hơn 50 vol % của các tinh thể, Tuy nhiên, trong tác phẩm này chúng tôi sẽ xem xét bất kỳ giai đoạn hai cấu trúc, nơi một giai đoạn là kết tinh, thủy tinh gốm. Thủy tinh gốm sứ được ghi nhận cho bất thường kết hợp của tính năng mà họ có thể cung cấp và nhiều đặc biệt là có hiệu quả trong việc gia tăng sức mạnh hoặc mở rộng nhiệt độ cao sử dụng giới hạn của máy chủ lưu trữ kính. Thuộc tính quang học đã được bỏ qua phần lớn bởi vì khái niệm rằng tán xạ thiệt hại có thể không bao giờ là đủ nhỏ để hỗ trợ thiết bị thực tế. Tuy nhiên, khả năng của một số giai đoạn tinh thể có chọn lọc phân vùng đất hiếm hoặc kim loại chuyển tiếp vào giai đoạn tinh thể trong ceramming đã gợi ý rằng các tài liệu này có thể cung cấp hiệu quả nên máy chủ. Hệ thống như vậy sẽ có khả năng của tính năng mà giống như kính trong hầu hết các khía cạnh, ngoại trừ spec-troscopy, mà có thể được giống như tinh thể.In the early 1960s, transparency which was sufficiently good, so that imaging through short path lengths was possible, was observed in certain glass-ceramic materials [1] and this eventually led to a commercial cookware application. This work was instrumental in the subsequent discovery of many new transparent glass-ceramic systems [2-29]. However, scattering in most of these new compositions is too large to be practical for optical devices. The turbidity in these systems is well de- scribed by Rayleigh-Ganz particle scattering the- ory, where the most important factors for achieving high transparency are a crystal size that is much smaller than the wavelength of the inci- dent light and a small refractive index difference between the crystal and matrix glass phases.In 1993, a novel glass-ceramic system that seemed to have transparency comparable to a glass was discovered [30]. These observations were con- fìrmed by some later work [31], however, it was not until a method of preparing circular, single-mode, guided wave optical fìbers was developed that the scattering losses could be measured accurately en- ough to support these claims. Difference spectrum analyses of the data show that the intrinsic losses are of the order of tens of dBs/km [32].It remains to determine some of the details of the relationship between properties, structure and turbidity in these ultra-transparent glass-ceramics. The structures that can produce such small tur- bidities are now thought to contain less than 10 vol% of crystals, whose size must be of the order of 10 nm or less. Since the best scattering data are obtained from loss measurements on single-mode, guided wave fìbers, structural analysis with X-ray or neutron diffraction methods is not possible be- cause of the small size of the core. Alternatively, thin sections from the fìbers on which the scatter- ing data were measured, were prepared, and ex- amined by high-resolution transmission electron microscopy (TEM). With this structural data and some estimates of the optical properties, it is now possible to identify some of the factors that lead to this remarkable transparency.2. ExperimentalThe glass-ceramic composition, containing 30Si02-15Al03/2-29CdF2-17PbF2-4YF3, doped with 500 ppm of TmF3, was used for the fabrica- tion of all of the experimental fìbers. This material was melted at 10000C in air, in a platinum crucible and then poured onto a vitreous carbon plate, cooled and broken into cullet. The cullet was then loaded into a specially designed double crucible fìber drawing furnace, along with a suitable clad- ding glass, reheated to 10000C, then drawn into single-mode fìber, at a rate of about 1 m/s. A schematic diagram of the double crucible fìberizing process is shown in Fig. 1. The apparatus com- Fig. 1. Double crucible fìber fabrication process.prises two concentric platinum crucibles, arranged so that the hot core stream, which flows from the inside crucible, is continuously fed into the center of the clad glass stream, which is being delivered from the outside crucible. The composite stream is sufficiently cooled as it exits the furnace so that it can be pulled into fìber from the end of the delivery pipe. A cross-sectional optical photograph of a fì- ber, representative of the structures that can be fabricated, is shown in Fig. 2. The outside diameter of the fìber usually ranged between 90 and 100 ^m and the core diameter ranged between 3 and 5 ^m. The as-made fìber core was not yet in its glass- ceramic form, so consecutive lengths, as long as 5 m, were removed from the reel and reheated under varying time and temperature conditions in order to controllably ceram the core. These subsequent heat treatments did not affect the cladding glass.Once the fìber was cerammed, its transmission losses were measured on a standard Photon Kinetic (PK) test bench using a single cut-back. The loss (in dB/m) was determined for each test fìber over the range of 800-1700 nm in 10 nm increments. Fig. 2. Strncture of glass-ceramic fìbers.After the spectral loss measurement, a cross- sectional sample of each fìber was then prepared into a thin section by ion thinning and examined by high resolution TEM. The details of the struc- ture from the TEM images could then be measured by computer imaging analysis, using Image Pro- Plus (version 3.0), so that the particle size distri- bution could be directly determined.Since scattering may also depend upon the re- fractive index of the crystal and matrix glass phase, a method had to be developed in which those pa- rameters could be estimated. Spectral measure- ments [33], X-ray and STEM [34] evidence suggest that the crystal phase is comprised of YF3, CdF2 and PbF2, but the concentration range of each cation element cannot be determined with any certainty by these methods. An indirect approach had to be adopted to estimate the chemistry and subsequently the properties of the crystals. Hence, a match of the lattice parameters of the crystals in glass-ceramics and bulk crystals was selected as the criterion for defìning the crystal chemistry. The bulk crystals, containing varying concentrations of each of the components, were prepared by directly melting the pure Auoride compounds in a dry box atmosphere, at 1000oC, in platinum crucibles. These formed clear fluid melts that could be quenched into translucent polycrystalline materi- als. These materials were then X-rayed to insure that they all had the same crystal structure as the nanocrystalline phase in the glass-ceramics.
Using the bulk crystals, the dependence of the lattice parameter, density and refractive index (by a standard Becke’ line measurement at the Sodium D emission line) was then determined as a function of composition. Once the crystal composition that matched the nanocrystal lattice parameter was found, the corresponding residual glass composi- tion for any desired crystal concentration could be calculated from a mass balance. These residual glasses were then melted and their refractive indi- ces measured by the same Becke’ line method. Composition shifts during melting consisted of the loss of a small amount of Si and F. These com- position shifts were generally small and were not taken into account when preparing the residual glass samples.
3. Results
The spectral loss of the parent glass fìber is shown in Fig. 3. The broad absorption peaks, centered at 1200 and 1600 nm are due to the Tm dopant. The background losses elsewhere are in- dicative of other absorption or scattering losses. Most of these other absorption losses are due to transition metal impurities, principally Fe+2 (10¬12 ppm) and Cu, whose concentration was not measured. The total of all of these background
Parent Glass Fiber Losses
10 8
I 6
~o_
o
3 4
2 0
500 1000 1500 2000
VVavelength (nm)
Fig. 3. Cut-back loss of parent glass fìber. 

Fig. 4. Differential scanning calorimetry behavior of glass- ceramic composition.

losses was about 1 dB/m between 1300 and 1500 nm.
The appropriate ceramming range for this par- ticular glass-ceramic composition can be deter- mined from a standard differential scanning calorimetry measurement, such as the one shown in Fig. 4. Reheating to temperatures near the sharp crystallization peak, which lies just above Tg (about 3950C), controllably forms the desired crystal phase. That ceramming temperature range is 440-4700C. The optimal ceramming times needed to be determined experimentally. In order to avoid any distortion of the fìber during ceram- ming, a time limit of 1 h or less was arbitrarily selected. Temperatures between 4600 and 4700C meet this time criterion. Longer ceramming times at lower temperatures may also be effective, but these were not tested.
Figs. 5-7 show the cut-back spectral loss curve after ceramming (curve a) and the difference spectrum, which is the difference between glass- ceramic absorption and the parent glass absorp- tion (curve b). The

Kết quả (Việt) 2:

Elsevier Vật liệu quang học 15 (2000) 81-91
www.elsevier.nl/locate/optmat Các mối quan hệ giữa cấu trúc và tính minh bạch trong các vật liệu thủy tinh-gốm PA Đánh dấu vào một, NF Borrelli a ', IM Reaney b một bộ phận Khoa học và Công nghệ, Corning Incorporated, SP-FR-03-01, Corning, NY14831, USA b Trường Đại học Sheffield, Sheffield, Vương quốc Anh nhận ngày 21 Tháng 11 năm 1999; chấp nhận ngày 22 Tháng 2 năm 2000 Tóm tắt Những thiệt hại tán xạ thụ động được đo ở gần single-mode sợi ống dẫn sóng quang học với cũng làm trung tâm Ruồi lõi thủy tinh-gốm. Sử dụng quang phổ khác biệt, nó được thể hiện rằng sự thiệt hại gia tăng nội tại của các cấu trúc gốm thuỷ tinh sẽ có trong khoảng 100 dB / km hoặc ít hơn. Độ lớn của sự tán xạ được thảo luận theo lý thuyết hiện nay. © 2000 Xuất bản bởi Elsevier Science Bv Tất cả các quyền. Từ khóa: Transparent thủy tinh-gốm; ống dẫn sóng quang học 1. Giới thiệu Glass-gốm có thể được xác định một cách như là một hệ thống giai đoạn hai bao gồm các tinh thể đã được có kiểm soát phát triển từ một kính cha mẹ bằng cách xử lý nhiệt cẩn thận. Ban đầu, thuật ngữ "ramics kính-măng" được dự định để mô tả chỉ những các hệ thống có chứa hơn 50% vol của các tinh thể, tuy nhiên, trong chuyên luận này, chúng tôi sẽ xem xét bất kỳ cấu trúc giai đoạn hai, nơi mà một giai đoạn là kết tinh, một ly-gốm. Glass-gốm được ghi nhận cho sự pha trộn bất thường của các tài sản mà họ có thể cung cấp và nhiều người đặc biệt hiệu quả trong việc tăng sức mạnh hoặc mở rộng các giới hạn sử dụng nhiệt độ cao của kính máy chủ. Tính chất quang học đã được phần lớn bị bỏ qua vì quan niệm rằng tổn thất tán không bao giờ có thể đủ nhỏ để hỗ trợ các thiết bị thực tế. Tuy nhiên, khả năng của một số giai đoạn kết tinh để chọn lọc phân vùng đất hiếm hoặc chuyển đổi kim loại thành các giai đoạn trong quá trình tinh thể ceramming đã gợi ý rằng những vật liệu có thể cung cấp các máy phát laser hiệu quả. Hệ thống như vậy sẽ có khả năng tài sản đó là giống như thủy tinh trong hầu hết các khía cạnh, ngoại trừ cho các troscopy bằng quang phổ, có thể được tinh thể như thế nào. Trong những năm đầu thập niên 1960, sự minh bạch đó là đủ tốt, vì vậy mà hình ảnh thông qua độ dài đường đi ngắn là có thể , đã được quan sát thấy trong các vật liệu thủy tinh-gốm nhất định [1] và điều này cuối cùng dẫn đến một ứng dụng cụ nấu thương mại. Công trình này là công cụ trong việc khám phá tiếp theo của nhiều hệ thống trong suốt thủy tinh-gốm mới [2-29]. Tuy nhiên, nằm ​​rải rác ở hầu hết các tác phẩm này mới là quá lớn để được thực tế cho các thiết bị quang học. Độ đục trong những hệ thống này cũng de- tả bởi Rayleigh-Ganz hạt tán xạ gì- Ory, nơi mà yếu tố quan trọng nhất để đạt được sự minh bạch cao là một kích thước tinh thể là nhỏ hơn nhiều so với bước sóng của ánh sáng dent inci- và khúc xạ nhỏ chỉ số khác biệt giữa các pha tinh thể và ma trận kính. Trong năm 1993, một hệ thống kính gốm cuốn tiểu thuyết mà dường như có sự minh bạch so sánh với một thủy tinh đã được phát hiện [30]. Những quan sát này đã được khẳng định bởi một số công việc sau này [31] Tuy nhiên, phải đến một phương pháp chuẩn bị tròn, single-mode, sợi quang học sóng hướng dẫn đã được phát triển rằng sự thiệt hại tán xạ có thể được đo lường một cách chính xác khuyến ough để hỗ trợ các tuyên bố. Sự khác biệt phân tích quang phổ của các dữ liệu cho thấy rằng sự thiệt hại thực chất là số thứ tự của hàng chục dB / km [32]. Nó vẫn còn để xác định một số chi tiết về mối quan hệ giữa tính chất, cấu trúc và độ đục trong những siêu trong suốt thủy tinh-gốm sứ . Các cấu trúc đó có thể sản xuất bidities tur- nhỏ đó, hiện nay được cho là chứa ít hơn 10% vol của các tinh thể, có kích thước phải được các thứ tự của 10 nm hoặc ít hơn. Do dữ liệu phân tán tốt nhất thu được từ các phép đo tổn thất về single-mode, sợi sóng hướng dẫn, phân tích kết cấu với các phương pháp X-ray hoặc nhiễu xạ neutron không thể gây ra được- của kích thước nhỏ của lõi. Ngoài ra, phần mỏng từ các sợi mà trên đó các dữ liệu ing scatter- được đo, đã được chuẩn bị, và EX amined bằng kính hiển vi điện tử truyền qua độ phân giải cao (TEM). Với dữ liệu cấu trúc này và một số ước tính của các tính chất quang học, bây giờ có thể xác định một số yếu tố dẫn đến sự minh bạch đáng chú ý này. 2. Thử nghiệm Các thành phần thủy tinh-gốm, chứa 30Si02-15Al03 / 2-29CdF2-17PbF2-4YF3, pha tạp với 500 ppm của TmF3, đã được sử dụng cho sự phân fabrica- của tất cả các sợi thực nghiệm. Tài liệu này được nóng chảy ở 10000C trong không khí, trong nồi nấu bằng bạch kim và sau đó đổ lên một tấm carbon thủy tinh thể, làm mát và chia thành Thủy tinh vụn. Các Thủy tinh vụn sau đó đã được nạp vào một thiết kế đặc biệt thử thách đôi sợi vẽ lò, cùng với một ding clad- kính phù hợp, hâm nóng đến 10000C, sau đó rút ra vào chế độ single-xơ, với tỷ lệ khoảng 1 m / s. Một sơ đồ của hai quá trình fìberizing nồi nấu được hiển thị trong hình. 1. Bộ máy com- hình. 1. Double xử lý chất xơ chế tạo nồi nấu. Prises hai nồi nấu kim loại bạch kim đồng tâm, sắp xếp sao cho các dòng core nóng, chảy ra từ những thử thách bên trong, được liên tục đưa vào các trung tâm của dòng kính phủ, mà đang được chuyển giao từ các thử thách bên ngoài. Các dòng hỗn hợp được làm lạnh đủ khi nó ra khỏi lò để nó có thể được kéo thành sợi từ cuối đường ống phân phối. Một bức ảnh quang học mặt cắt ngang của một ber fì-, đại diện của các cấu trúc có thể được chế tạo, được thể hiện trong hình. 2. Đường kính bên ngoài của sợi thường dao động giữa 90 và 100 ^ m và đường kính lõi dao động từ 3 đến 5 ^ m. Cốt lõi sợi như-thực hiện là chưa ở dạng gốm thuỷ tinh của nó, vì vậy độ dài liên tiếp, miễn là 5 m, đã được gỡ bỏ từ các cuộn và được gia nhiệt dưới khác nhau thời gian và nhiệt độ điều kiện để có kiểm soát Ceram lõi. Những phương pháp điều trị nhiệt sau đó không ảnh hưởng đến các kính ốp. Một khi các sợi được cerammed, tổn thất truyền tải nó đã được đo trên một tiêu chuẩn Photon Kinetic (PK) Cuốn thử nghiệm bằng cách sử dụng một cut-back duy nhất. Sự mất mát (trong dB / m) đã được xác định cho từng sợi thử nghiệm trên khoảng 800-1700 nm trong 10 increments nm.  Fig. 2. Strncture của sợi thủy tinh-gốm. Sau khi đo quang phổ mất, một mẫu mặt cắt của từng sợi sau đó đã được chuẩn bị vào một phần mỏng bằng ion mỏng đi và kiểm tra bởi TEM độ phân giải cao. Các chi tiết của cấu trúc từ những hình ảnh TEM sau đó có thể được đo bằng phân tích hình ảnh máy tính, sử dụng Image Pro Plus (phiên bản 3.0), do đó kích thước hạt phân phối có thể được xác định trực tiếp. Kể từ khi tán xạ cũng có thể phụ thuộc vào lại chỉ số fractive của giai đoạn tinh thể và ma trận thủy tinh, một phương pháp đã được phát triển trong đó những rameters nhân có thể được ước tính. Phép đo quang phổ [33], X-ray và STEM [34] bằng chứng cho thấy giai đoạn tinh thể bao gồm YF3, CdF2 và PbF2, nhưng phạm vi nồng độ của từng yếu tố cation không thể được xác định với bất kỳ sự chắc chắn của những phương pháp này. Một cách tiếp cận gián tiếp để có được thông qua để ước tính hóa học và sau đó các thuộc tính của các tinh thể. Do đó, một trận đấu của các thông số mạng của các tinh thể trong thủy tinh-gốm sứ và pha lê số lượng lớn đã được lựa chọn làm tiêu chí để xác định thành phần hóa học tinh thể. Các tinh thể với số lượng lớn, có chứa nồng độ khác nhau của từng thành phần, đã được chuẩn bị bằng cách trực tiếp tan các hợp chất Auoride tinh khiết trong một bầu không khí hộp khô, ở 1000oC, trong nồi nấu kim loại bạch kim. Những tan chảy hình thành rõ ràng chất lỏng có thể được dập tắt vào đa tinh thể mờ materi- als. Những vật liệu này sau đó được X-quang để bảo đảm rằng tất cả họ đều có cấu trúc tinh thể giống như giai đoạn nanocrystalline trong thủy tinh, gốm sứ. Sử dụng các tinh thể với số lượng lớn, sự phụ thuộc của các tham số mạng tinh thể, mật độ và chỉ số khúc xạ (theo dòng một tiêu chuẩn Becke ' đo lường tại các dòng khí thải natri D) sau đó được xác định là một chức năng của các thành phần. Một khi các thành phần tinh thể phù hợp các thông số tinh thể nano mạng đã được tìm thấy, các kính còn lại tương ứng tion composi- cho bất kỳ nồng độ tinh thể mong muốn có thể được tính toán từ một cân bằng khối lượng. Những kính còn lại sau đó được nấu chảy và ces indi- khúc xạ được đo bằng phương pháp đường cùng Becke '. Thay đổi thành phần trong quá trình nóng chảy bao gồm sự mất mát của một số lượng nhỏ của Si và F. Những thay đổi vị trí đồng đều thường nhỏ và không được đưa vào tài khoản khi chuẩn bị các mẫu kính còn sót lại. 3. Kết quả Sự mất mát quang phổ của các sợi thủy tinh mẹ được thể hiện trong hình. 3. Các đỉnh hấp thu rộng, trung tâm ở 1200 và 1600 nm là do các dopant Tm. Những thiệt hại nền ở những nơi khác là dicative trong- hấp thụ hoặc tán xạ thiệt hại khác. Hầu hết các lỗ hấp thụ khác là do các tạp chất kim loại chuyển tiếp, chủ yếu là Fe + 2 (10¬12 ppm) và Cu, người có nồng độ không thể đo được. Tổng của tất cả các nền Trận Chánh Glass Fiber 10 8 Tôi 6 ~ o_ o 3 4 2 0 500 1000 1500 2000 VVavelength (nm) Hình. 3. Chặn lỗ-sau của kính cha mẹ chất xơ.  Fig. 4. Differential hành vi quét nhiệt lượng của thành phần gốm thuỷ tinh. Thiệt hại là khoảng 1 dB / m giữa năm 1300 và 1500 nm. Phạm vi ceramming thích hợp cho cá biệt thành phần thủy tinh-gốm biệt này có thể được ngăn chặn, được khai thác từ một khác biệt giữa các phép đo nhiệt lượng quét , như thể hiện trong hình. 4. hâm nóng với nhiệt độ gần đỉnh kết tinh sắc nét, mà nằm ngay trên Tg (khoảng 3950C), có kiểm soát hình dạng tinh thể mong muốn. Đó là phạm vi nhiệt độ ceramming là 440-4700C. Các lần ceramming tối ưu cần phải được xác định bằng thực nghiệm. Để tránh bất kỳ sự biến dạng của chất xơ trong ceram- ming, một thời gian giới hạn của 1 h hoặc ít hơn được tự ý lựa chọn. Nhiệt độ giữa 4600 và 4700C đáp ứng tiêu chí thời gian này. Còn lần ceramming ở nhiệt độ thấp cũng có thể có hiệu quả, nhưng những điều này không được kiểm tra. Figs. 5-7 cho thấy việc cắt giảm trở lại đường cong mất quang phổ sau ceramming (đường cong a) và phổ khác, đó là sự khác biệt giữa hấp thụ gốm thuỷ tinh và các tion hấp thụ kính cha mẹ (đường cong b). Các