专利名称：单模光纤、单模光纤制造方法和用于制造单模光纤的设备的制作方法
相关申请的交叉引用
本申请以在先日本专利申请No.2001-229238(申请日为2001年7月30日)和No.2002-083548(申请日为2002年3月25日)为基础，并要求它们的优先权，这两篇专利申请的全部内容在此引作参考。
背景技术：
1.发明领域
本发明涉及一种用于光传输的石英基单模光纤，和用于制造单模光纤的方法和装置。
2.相关技术地描述
近年来，已经进行了充分地研究，来增加使用由石英基玻璃制成的光纤的光传输中的传输量。
为了增加光传输中的传输量，执行光传输的光纤必须能够在所使用的波长下进行单模传输，因为如果在光纤中传播多个模式，则传播模中的群速度差不可避免地会产生模色散，从而降低信号波形的质量。
因而归结于使用在1.3μm波长附近具有零色散波长的单模光纤(SMF)。由于这类光纤在1.3μm波长附近具有零色散波长，故有可能实现传输距离超过100km并且在1.3μm波长附近传输量为几百Mbps的光传输。
另一方面，需要使用大约1.55μm波长进行光传输，因为在上述波长附近，光纤的传输损耗表现为最小。针对这种情形，已经开发出在1.55μm波长附近具有零色散波长的色散位移型单模光纤(DSF)。该色散位移型单模光纤使之有可能实现在1.55μm波长附近具有几Gbps的传输量。并且，由于该波长带是掺铒光纤放大器的增益带，故伴随着传输量的增大，带来了传输距离的迅速增长。
而且，近年来，为了增加传输量，已经进行了波分复用(WDM)光传输的大量研究和开发。关于这一点，已经对适用于WDM光传输的光纤进行了充分的研究。
对于用作WDM光传输的光纤，为了防止四波混频，要求所使用的波长带中不存在零色散波长。并且，为了实现WDM光传输系统，通常要求不产生在中继点和光接收装置中不能被修复的传输光信号的波形畸变。为了满足这个要求，据说抑制光传输线所产生的非线性现象和抑制积累色散是有效的。另外，如果在光信号波长中存在色散差，则导致对于每个波长的波形畸变量不同。因而，必须尽可能地减小光传输线中的色散倾斜。
已经研制出满足上述要求的在所使用的波长带中没有零色散的色散位移型光纤(NZDSF)。在NZDSF中几乎不发生四波混频，并且NZDSF的非线性足够小。因此，NZDSF得到了迅速地采用和广泛地传播。
并且，在WDM光传输系统的许多情形中，已经使用了通过将多种类型的光纤结合在一起，以便使总色散值和色散倾斜基本为零而制备的光传输线。已知的用于该目的的光纤包括，例如色散补偿光纤(DCF)和色散倾斜补偿光纤(DSCF)。
另外，近年来还研究了使用拉曼放大的WDM光传输系统，并且在WDM光传输中还进行了利用非1.3μm和1.55μm附近波长的波长区域的研究。
光纤内氢分子与结构缺陷的结合所导致的光纤传输损耗增大的现象，是妨碍上述光传输的现象之一。在本领域中已知，在1.24μm波长附近、在1.38μm波长附近和在更长波长一侧所产生的吸收峰，导致传输损耗的增加。
下面将描述此特殊现象。一般在光纤中存在顺磁缺陷。在这些顺磁缺陷中，据说非桥接氧空穴中心(NBOHC)和过氧自由基(POR)影响传输特性，确切地说，影响传输损耗的长期稳定性。
上述的NBOHC是一种顺磁缺陷物质，使与一个硅原子结合的四个氧原子中的一个具有一不成对的电子，该不成对电子对于与另一原子的结合没有贡献，如图1A所示。另一方面，上述的POR是一种顺磁缺陷物质，使与一个硅原子相结合的四个氧原子中的一个与另一个具有未成对电子的对与另一原子的结合没有贡献的另一氧原子结合，如图1B所示。
确切地说，如果将氢扩散到光纤中，则所扩散的氢分子与这些顺磁缺陷结合，从而产生在传输波长带内产生吸收峰的原子组合。结果，增加了传输损耗。
确切地说，在使用拉曼放大系统的情形中，泵浦光的波长比被放大的光短大约100nm。例如，在拉曼系统中放大并利用了采用掺铒光纤(EDF)的信号光放大系统中增益波长带以外的1500nm附近的所谓的 “S-带”，泵浦光的波长变为1,400nm。由于上述的1,400nm波长包含在处于1385nm与1410nm之间范围内的所谓的“OH吸收”波长区域中，这引发了在OH吸收损耗较大的情形中泵浦光被衰减的问题，导致不能获得所需的拉曼增益。
另外，当将氢分子扩散到光纤中时，如果在模式场直径(MFD区域)内的区域中存在大量上述的NBOHC，将产生麻烦。具体来说，由于NBOHC与氢分子反应，以致形成OH基，故OH吸收损耗同时增大，从而极大地降低了系统的可靠性。当前在任何国际标准中都没有提到OH吸收损耗的这种增加量。不过，据称OH吸收损耗中这种增加量的目标值为0.05dB/km。
在美国专利No.6,131,415中披露了光纤的一个例子，其中考虑对氢的阻力，用来抑制前面所提到的传输损耗增加的现象。其中披露为了减小1385nm波长的传输损耗，降低氢离子浓度，从而有可能在1200nm至1600nm的整个波长范围上实现光传输。
并且，在美国专利No.5,838,866和美国专利6,128,928中披露了光纤的其它例子，其中考虑了对氢的抑制。其披露了将基本上不增大折射率的量的锗加入与芯相邻设置的内包层区域，以便提高对氢的抑制作用。
不过，这些美国专利说明书中的任何一个都根本没有提到，例如，光纤内诸如NBOHC或POR的顺磁缺陷的密度，从而不清楚光纤中所允许的顺磁缺陷的密度等的限度。
另外，例如在日本专利公开出版物No.2001-192228和日本专利公开No.2001-114526中，披露了与通过改进光纤拉制方法来减小光纤的初始损耗或保持机械强度的技术有关的现有技术。
发明概述
本发明的一个目的在于提供一种抗氢特性极好，长期可靠性较高的光纤。
本发明的另一个目的在于提供一种抗氢特性极好、长期可靠性较高的光纤的制造方法。
本发明的又一个目的在于提供一种装置，用于制造抗氢特性极好、长期可靠性较高的光纤。
根据本发明的第一个方面，提供一种由石英基玻璃形成的单模光纤，包括一由一中间芯和一包层区域组成的玻璃件，其中作为由电子自旋共振方法测得的自旋密度值的玻璃件中的非桥接氧空穴中心的密度不高于1.0×1014自旋/克。
根据本发明的第二个方面，提供一种由石英基玻璃形成的单模光纤，包括一具有一中间芯和一包层区域的玻璃件，其中将从由Ge和F组成的组中选出的至少一种元素加入玻璃件中，该玻璃件具有大约125μm的外径，而且包含在MFD区域中的非桥接氧空穴中心的密度，低于包含在位于MFD区域外部的包层区域中的非桥接氧空穴中心的密度。
根据本发明的第三个方面，提供一种由石英基玻璃形成的单模光纤，包括一由一中间芯和一包层区域组成的玻璃件，其中将从由Ge和F组成的组中选出的至少一种元素加入该玻璃件中，该玻璃件具有大约125μm的外径，而且通过测量瑞利散射线与拉曼散射线之间的偏差所得到的，由表示三节玻璃环结构的缺陷线与表示四节玻璃环结构的缺陷线的比值所得到的假想温度不高于1,200℃。
根据本发明第四个方面，提供一种制造单模光纤的方法，该单模光纤由石英基玻璃形成，并且包括一具有一中间芯和一包层区域的玻璃件，其中将从由Ge和F组成的组中选出的至少一种元素加入该玻璃件中，该玻璃件具有大约125μm的外径，该方法包括加热光纤预制棒，以便熔化光纤预制棒；从熔融的光纤预制棒拉制光纤；以及以1,000至3,000℃/秒的冷却速度，从直径从90％预制棒直径减小到5％预制棒直径的弯月面部分开始，连续地将熔融的光纤预制棒冷却到所拉制的光纤具有1,200℃温度的部分。
另外，根据本发明的第五个方面，提供一种用于制造光纤的设备，包括一用于加热光纤预制棒的加热炉，该加热炉包括一第一加热器；和一用于从加热炉内熔化的光纤预制棒拉制光纤的机构，其中将具有满足下面给出的不等式的长度L1的下圆柱体设置成与加热炉的底端一侧相接触，并且在下圆柱体内连续地冷却光纤，使得其中光纤拉制炉内熔化的光纤预制棒的直径从90％预制棒直径减小到5％预制棒直径的所拉制光纤的弯月面部分，具有不小于“A×5”的长度，其中A代表预制棒的直径(mm)
L1(mm)＞B×B/300
其中B表示光纤的拉制速度(米/分)。
在随后的描述中，将给出本发明更多的目的和优点，部分目的和优点显然可以从描述中看出，或者可能通过本发明的实践而了解到。通过下面特别指出的装置和组合，可以实现并获得本发明的目的和优点。
附图的简要说明
所采用的并构成说明书一部分的附图，说明了本发明目前所知的最佳实施例，与前面给出的概括说明和下面给出的最佳实施例的详细说明一起，用于解释本发明的原理。
图1A，1B和1C分别表示NBOHC，POR和Si(D)-E’，属于光纤的顺磁缺陷；
图2A到2D表示根据本发明一个实施例的单模光纤的多个折射率分布的例子；
图3A和3B表示根据本发明一个实施例的单模光纤的折射率分布的其它例子；
图4A，4B和4C表示用阴极电子激发光方法，分别对样品SM1，SM2和NZ1测量的光纤横截面内650nm波长附近的发光强度分布；
图5为表示MFD附近NBOHC密度的测量结果与1.38μm处OH吸收增加量之间关系的曲线；
图6为表示在暴露于氢之前，包层区域中氯浓度与1.38μm处OH吸收损耗之间关系的曲线；
图7表示暴露于氢所导致的包层区域中氯浓度与OH损耗增加量之间关系的曲线；
图8为表示假想温度Tf与1.38μm处OH吸收增加量之间关系的曲线；
图9示意性地表示出根据本发明另一实施例的光纤拉制设备；以及
图10示意性地表示出如何允许气体流入图9所示光纤拉制设备的下部。
本发明的详细说明
下面将更加详细地说明本发明的多个实施例。
根据本发明第一实施例的单模光纤，其特征在于通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度为单位的非桥接氧空穴中心(NBOHC)的密度不高于1.0×1014自旋/克。自旋密度的下限没有被特别限定，通常大约为1.0×1011自旋/克。
如果NBOHC的密度超过了1.0×1014自旋/克，当将氢分子扩散并注入光纤中时，增大了1.52μm波长附近的传输损耗。
在根据本发明第一实施例的单模光纤中，要求通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度为单位的玻璃件中顺磁缺陷Si(D)-E’的密度不低于1.0×1012自旋/克。如果Si(D)-E’的密度不低于1.0×1012自旋/克，有可能进一步防止1.38μm波长附近传输损耗的增大。
在本发明中，如上所述，由电子自旋共振(ESR)方法测得的自旋密度值限定光纤中存在的诸如NBOHC或Si(D)-E’等顺磁缺陷的密度。
上述的Si(D)-E’表示两个氧原子和一个氘原子与一个硅原子相结合的顺磁缺陷物质，并且如图1C所示，硅原子具有一个对与另一原子的结合没有贡献的未成对电子。
在根据本发明第一实施例的单模光纤中，有可能用阴极电子激发光方法测量的玻璃件的横截面中650nm波长附近的发光强度，具有一定的分布，使得在中间芯的外部和外圆周部分附近的环形区域中强度最强，强度向外逐渐减小。如果如上所述定义发光强度，在包含氢在内的原子键的作用下，有可能防止1.52μm波长附近传输损耗的增大。
在根据本发明第一实施例的单模光纤中，可能将锗加入中间芯中。并且，有可能将氟加入相邻玻璃件中间芯设置的环形区域中。另外，有可能使包层区域中的氯浓度高于中间芯中的氟浓度。
鉴于可增大光纤传输损耗的玻璃结构缺陷的减小的作用，需要将锗加入中间芯，将氟加入相邻中间芯设置的环形区域，使包层区域中的氟浓度高于中间芯中的氯浓度。
可以通过将氘扩散到玻璃件中，以便减小NBOHC的自旋密度，从而增加过氧自由基的自旋密度，而制造前面所述的根据本发明第一实施例的单模光纤。如果作为抗氢处理对氘进行扩散，减小NBOHC的自旋密度，增大过氧自由基的自旋密度，从而使之有可能获得如上所述的没有由于氢扩散而导致的传输损耗增大的单模光纤。
根据本发明第二实施例的单模光纤，其特征在于，玻璃件的MFD区域中所包含的NBOHC的密度低于MFD区域外面的包层区域中所包含的NBOHC的密度。通过降低如前所述光所通过的区域中NBOHC的密度，可能改善光纤的抗氢特性。
在根据本发明第二实施例的单模光纤中，要求通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度值为单位的，距离玻璃件中心的半径为25μm的区域中所包含的NBOHC的密度不高于1.0×1013自旋/克。自旋密度的下限没有被特别限定，通常大约为1.0×1011自旋/克。
如果NBOHC的密度超过1.0×1013自旋/克，则当氢分子被扩散并注入光纤时，增大了1.52μm波长附近的传输损耗。
在根据本发明第二实施例的单模光纤中，要求包层区域中的氯浓度不低于1,000ppm。氯浓度的上限没有被特别限定，通常大约为10,000ppm。
在根据本发明第二实施例的单模光纤中，要求通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度为单位的玻璃件中所包含的顺磁缺陷Si-E’的密度不低于5×1013自旋/克。自旋密度的上限没有被特别限定，通常大约为1.0×1015自旋/克。
如果如上所述限定包层区域中的氯浓度和玻璃件中所包含的顺磁缺陷Si-E’的密度，则在暴露于氢之前有可能降低1.38μm的OH吸收损耗，以便减小暴露于氢所导致的1.38μm的OH吸收损耗的增大。
在根据本发明第二实施例的单模光纤中，要求在室温下在暴露于1大气压的氢气之后的损耗增加，不同于由扩散到玻璃件中的氢分子所导致的损耗的增加，其在1.38μm到1.42μm的波长区域内不大于0.1dB/km。
根据本发明第三实施例的单模光纤，其特征在于通过允许传输光入射到玻璃件的MFD区域的中央区域中，并且通过测量测量瑞利散射线与拉曼散射线之间的偏差所得到的，由表示三节环结构的缺陷线与表示四节环结构的缺陷线的比值而得到的假想温度不高于1,200℃。假想温度的下限没有被特别限定，通常大约为1,000℃。通过将假想温度设置为1,200℃或更低，可以减小暴露于氢所导致的1.38μm的OH吸收损耗的增加量。
在根据本发明第三实施例的单模光纤中，要求在室温下在暴露于1大气压的氢气之后的损耗增加，不同于由扩散到玻璃件中的氢分子所导致的损耗的增加，其在1.38μm到1.42μm的波长范围内不大于0.05dB/km。
根据本发明第四实施例的单模光纤的制造方法，其特征在于，该方法包括以1,000至3,000℃/秒的冷却速度，连续地冷却从弯月面部分到所拉制光纤的1,200℃部分之间的区域的步骤。通过以前面定义的规定的冷却速度，将弯月面部分以及以下各个部分连续地冷却到预先确定的温度，可以改善光纤的抗氢。
在根据本发明第四实施例的单模光纤的制造方法中，要求光纤预制棒为通过火焰水解方法获得的石英基玻璃碳黑，并且在基本上无氧的条件下将碳黑烧结。
一种根据本发明第五实施例的用于制造单模光纤的装置，其特征在于，将长度L1满足光纤拉制速度的规定的关系的下圆柱体设置成与加热炉的底端一侧相接触，并且在该下圆柱体内连续地冷却光纤，使得在光纤拉制炉内熔化的所拉制光纤预制棒的弯月面部分的长度不小于“A×5”，其中A表示预制棒的直径(mm)。
通过采用上述的特定装置结构，可能实现包含在根据本发明第四实施例方法中的冷却步骤。
在根据本发明第五实施例的用于制造单模光纤的装置中，在下圆柱体内设置一第二加热器，用于对从加热炉内拉出的光纤进行加热。要求第二加热器的长度L2满足下面所给出的不等式
L2＞B×C/200
其中B表示光纤预制棒的直径(mm)，C表示光纤的拉制速度(米/分)。
还要求第一加热器的顶端与加热炉的顶端之间的距离L3满足下面所给出的不等式，第一加热器的顶端与加热炉的顶端之间的距离L4满足下面所给出的不等式
L3＞B×C/200
L4＞B×C/200
其中B表示光纤预制棒的直径(mm)，C表示光纤的拉制速度(米/分)。
顺便提一下，本发明中的单模光纤表示在包含前面提到的SMF，DSF，NZDSF和DCF的所使用的波长带下能够进行单模操作的光纤。
下面将参照
本发明的一个实施例。
图2A至2D表示根据本发明第一实施例的单模光纤的折射率分布的多个例子。通过将多种元素加入石英中，可以得到所需的折射率分布。其中可能加入Ge，将折射率增大到比纯石英的折射率高的值，可能加入F，降低折射率。顺便提及，还可能同时加入Ge和F，以得到所需的折射率分布。
在图2A所示的折射率分布中，中间芯11的折射率比包层区域12的折射率大。具有特定折射率分布的光纤包括由掺Ge石英构成的中间芯11和由基本上纯石英形成的包层区域12。并且，包层区域12中的氯浓度比芯11中的氯浓度高。更确切地说，将中间芯11中的氯浓度设置为700至1,300ppm，将设置在芯11外部的包层区域12中的氯浓度设置为1,500至3,000ppm。
在图2B所示的折射率分布中，中间芯21的折射率比包层区域23的折射率高，环形区域22的折射率比包层区域23的折射率低。应该注意，具有特定折射率分布的光纤包括由掺入Ge的石英形成的中间芯21，由掺入少量F的石英形成的环形区域22，和由基本上纯石英形成的包层区域23。环形区域22和包层区域23中的氯浓度均比中间芯21中的氯浓度高。确切地说，将中间芯21中的氯浓度设置为700到1,300ppm，并将环形区域22和设置在中间芯21外部的包层区域23中的氯浓度设置为1,500到3,000ppm。
在图2C中所示的折射率分布中，中间芯31和第二环形区域33的折射率均高于包层区域34的折射率。具有特定折射率分布的光纤包括由掺Ge石英形成的中间芯31，由掺F石英形成的第一环形区域32，由掺Ge石英形成的第二环形区域33和由基本上纯石英形成的包层区域34。
图2C表示，第一环形区域32的折射率比包层区域34的折射率小。不过，并不绝对要求第一环形区域32的折射率比包层区域34的折射率低。有可能第一环形区域32的折射率基本上等于包层区域34的折射率，如图3A所示。
在图2D所示的折射率分布中，在中间芯41与包层区域45之间插入第一环形区域42，第二环形区域43和第三环形区域44。中间芯41和第二环形区域43的折射率均高于包层区域45的折射率，第一环形区域42和第三环形区域44的折射率均低于包层区域45的折射率。
图2D表示，第一环形区域42的折射率低于包层区域45的折射率。不过，不绝对地要求第一环形区域42的折射率低于包层45的折射率。第一环形区域42的折射率有可能基本上等于包层区域45的折射率。
顺便提及，在上面提到的图2A到2D中，单模光纤的外径处于125μm±3μm的范围内。并且，中间芯11和21的外径均为7.5至9.5μm，中间芯31和41的外径均为3至5μm。环形区域22的外径为中间芯21外径的3至6倍那样大。环形区域32的外径为芯31外径的1.5倍至3.5倍那样大，环形区域33的外径为环形区域32的外径的1.2倍至2.5倍那样大。另外，环形区域42的外径为中间芯41外径的1.5至3.5倍那样大，环形区域43的外径为环形区域42外径的1.2至2.5倍那样大。另外，环形区域44的外径为环形区域43外径的1.02至2倍那样大。
在具有图2A至2D和图3A与3B所示的折射率分布的单模光纤中，所谓的“MFD”一般处于，例如4μm到12μm范围内，不过根据所要求的光纤特性，MFD存在差异。通常，光传播的范围一般为MFD范围的2至3倍，在玻璃件的直径为大约125μm的普通的光纤中，认为影响传输特性，尤其是传输损耗的范围为不大于大约50μm的直径。
然后，对具有图2A至2C所示折射率分布的单模光纤的例子，研究氢损耗的增加和OH损耗的增加，并进行ESR测量。表1表示出结果。顺便提及，表1中所包括的空自旋密度表明自旋密度为1012量级，不高于ESR信号的探测值。
表1
注空白自旋密度(自旋/克)表明自旋密度低于1.0E+12，因此不能被探测到。
表1中所示的样品SM1到SM6代表具有图2A中所示折射率分布的光纤。样品SM7和SM8代表具有图2B所示折射率分布的光纤。另外，样品NZ1和NZ2代表具有图2C所示折射率分布的光纤。
并且，表1中所示的用于抗氢的处理表明，将样品保持在氘气体氛围中规定时间，以便将氘分子扩散到光纤中。该列中的符号“○”表明该样品经过用于抗氢的处理，符号“×”表明没有向该样品施加用于抗氢的处理。
在表1中还包括“1.52μm吸收的增加”的列。该列表示来自Si-H键的传输损耗的增加，即所谓的“氢损耗的增加”。表1中显示出的“增加”表明当样品在室温下暴露于氘气体氛围规定时间时，识别出1.52μm吸收的增加，标记“没有”表明没有识别到1.52μm吸收的增加。
在表1中还包括“1.38μm吸收的增加”的列。该列表示来自Si-OH键的传输损耗的增加，即所谓的“OH损耗的增加”。表1中所显示的“增加”，表明当样品在室温下暴露于氢气体氛围规定时间时，识别出1.52μm吸收的增加，显示的“没有”表明没有识别到1.52μm吸收的增加。
表1中对于每个样品SMF的ESR测量的结果如下。
确切地说，在样品SM1中，识别到氢损耗的增加和OH损耗的增加，并且探测到NBOHC缺陷的自旋密度为1×1014自旋/克，达到1014的量级。
通过向光纤中施加与样品SM1相同的抗氢处理，而制备样品SM1D。在样品SM1D中，基本上没有识别到任何氢损耗的增加和OH损耗的增加，并且没有探测到NBOHC缺陷的ESR信号。另外，发现POR缺陷的自旋密度为4.9×1013自旋/克。另外，在样品SM1D中探测到结合有氘的顺磁缺陷“Si(D)-E’”的信号。
样品SM2和具有与施加给样品SM2相同的用于抗氢处理的SM2D分别表现出与样品SM1和样品SM1D相同的结果。确切地说，在样品SM2中，识别出氢损耗的增加和OH损耗的增加，并且发现NBOHC缺陷的自旋密度为1.2×1014自旋/克。另一方面，在样品SM2D中，基本上没有识别到任何氢损耗的增加和OH损耗的增加。另外，发现POR缺陷的自旋密度为2.3×1013自旋/克。另外，在样品SM2D中探测到“Si(D)-E’”。
在样品SM3至SM6中，识别出OH损耗的增加，不过没有识别出氢损耗的增加。并且，这些样品的NBOHC缺陷的自旋密度为1013的量级。另外，没有探测到表示POR缺陷的信号。
在样品SM7和SM8中，没有识别出任何氢损耗的增加和OH损耗的增加，并且没有探测到表示NBOHC缺陷的信号和表示POR缺陷的信号。
上述ESR测量的结果表明，如果NBOHC缺陷的自旋密度增大到1014的量级，可识别出氢损耗的增加和OH损耗的增加。
还表明，当NBOHC缺陷的自旋密度为1013量级时，可识别出OH损耗的增加，不过，没有识别到氢损耗的增加。
另外，当NBOHC缺陷的自旋密度没有大到足以被检测时，即为1012或更小的量级，不能识别出任何氢损耗的增加和OH损耗的增加。
通过利用氘分子的扩散施加用于抗氢的处理，可以改善抗氢特性本身的现象在本领域中是已知的。不过，从具有所施加的特殊处理的光纤可以探测到表示Si(D)-E’缺陷的信号，从而表现出对氢的阻力。
现在将描述表1中所示的NZDSF的测量结果。
样品NZ1代表具有75μm2的Aeff和在1.55μm带中具有大约几个ps/nm/km的负色散值的光纤。NBOHC缺陷的自旋密度为3.4×1013自旋/克，即处于1013的量级，并且识别到OH损耗的增加，不过没有识别到氢损耗的增加。另外，发现对于前面所描述的SMF的情形，样品NZ1的抗氢特性与样品SM3到SM6相同。
在被施加抗氢处理的样品NZ1D中，没有探测到表示NBOHC缺陷的ESR信号，发现POR缺陷的自旋密度为2.7×1013自旋/克，结果没有识别到氢损耗的增加和OH损耗的增加中的任何一个。另外，如前面提到的样品SM1D那样，探测到结合有氘的顺磁缺陷物质“Si(D)-E’”的信号。
现在将描述用阴极电子激发光方法测量的，光纤横截面内650nm波长附近的发光强度分布。
阴极电子激发光方法是一种分析方法，用于根据电子束入射在物体上时，物体所发射的紫外光、可见光或近红外光的波长和强度，分析缺陷种类和其密度或应力。在本领域中已知，650nm波长附近的光发射是由于NBOHC。通过使用所描述的技术研究光纤横截面中的NBOHC分布，图4A到4C表示出结果。
图4A到4C表示出下面所给出的情形
(1)图4A表示样品SM1的发光强度分布，样品SM1是具有图2A所示折射率分布的光纤的一个例子。
从图4A显然可以看出，从样品SM1发射的光，在中间芯11与包层12之间的边界部分(模式场外围部分)中具有最高的强度，在中间芯11的外部，强度迅速地减弱。并且，中间芯11的中心位置的发光强度比中间芯11的外围部分弱，在包层区域13中发光强度进一步减弱。
并且在中间芯11的外径在7.5μm至9.5μm的情形中，表示最高发光强度的点距离光纤中心的距离(半径)R处于3μm到4.5μm范围内，即3μm＜R＜4.5μm。另一方面，在中间芯11的外径在7.5μm至9.5μm的情形中，距离为R的点外部的、表现出20％距离为R的点的最大发光强度的点，距离光纤中心的距离r处于5μm至6μm范围内，即5μm＜r＜6μm。换句话说，如果距离光纤中心的距离超过了距离光纤中心距离R的点的距离，发光强度迅速降低。
在上述的样品SM1的光纤中，如所指出的，NBOHC集中在模式场外围部分中。并且，如从表1显然可以看出，可以通过ESR测量而探测NBOHC。因此，对于对氢的阻力而言，光纤留下了进一步改进的空间。
(2)图4B表示样品SM7的发光强度分布，该样品是具有图2B所示折射率分布的光纤的一个例子。
从图4B显然可以看出，从样品SM7发出的光的强度分布，在环形区域22和环形区域22与包层区域23之间的边界部分(模式场外围部分)中具有最大强度，与图4A的曲线相比，在环形区域22外部，强度缓慢地减弱。并且，中间芯21中心区域中的发光强度比模式场外围部分的发光强度弱，在包层区域23中发光强度进一步减弱。
并且，对于具有前面所描述的内径和外径的环形区域22，表现县出最高发光强度的点距离光纤中心的距离(半径)R在4μm至6μm范围之内，即4μm＜R＜6μm。另一方面，对于具有前面所描述的内径和外径的环形区域22，在距离为R的点外部表现出20％的距离为R的点的最大发光强度的点距离光纤中心的距离r在9μm至15μm范围之内，即9μm＜r＜15μm。换句话说，如果距离光纤中心的距离超过距离R的点距离光纤中心的距离，发光强度逐渐减弱。
在上述的样品SM7的光纤中，NBOHC没有如上所述集中在模式场外围部分中。并且，从表1显然可以看出，通过ESR测量不能探测到NBOHC。因此，光纤不存在有关对氢的阻力的问题。
(3) 图4C表示样品NZ1的发光强度分布，该样品为具有图2C所示折射率分布的光纤的一个例子。
从图4C显然可以看出，从样品NZ1发出的光的强度在加入F的环形区域32(在MFD内具有低折射率的区域)中较强，在加入Ge的中心区域和环形区域33(在MFD内具有高折射率的区域)内较弱。并且，在加入F和Ge的包层区域34中，发光强度最弱。对于被施加有用于抗氢处理的样品NZ1D，也具有相同的情形。
应该注意，在施加抗氢处理的样品SM1D和SM2D中，识别到NBOHC的发光，不过通过ESR没有探测到NBOHC。应该注意的是，即使由于抗氢处理由ESR没有探测到NBOHC的光纤中，在阴极电子激发光方法中可以观察到NBOHC的发光。
认为上述情形的原因如下
(a)阴极电子激发光方法的灵敏度高于ESR的灵敏度。
(b)阴极电子激发光方法反应光纤横截面中存在残余应力的部分和玻璃结构脆弱的部分，而ESR不能探测上述部分。
顺便提及，在图4A到4C中表示出的用阴极电子激发光方法得到的发光强度分布的测量结果，仅表示光纤横截面中发光强度分布的相对比较，不提供用于不同光纤中发光强度分布的绝对对比的指示。通过使用由ESR方法得到的测量结果所获得的数值，进行NBOHC自旋密度的实际比较。
从ESR方法的测量结果和用阴极电子激发光方法的观察结果，可以得到下面的结论
(1)氢损耗的增加和OH损耗的增加包含于有关对氢的阻力的问题中。当用ESR方法获得的以自旋密度为单位的NBOHC的密度超过1.0×1014自旋/克时，产生氢损耗的增加和OH损耗的增加。因此，为了获得没有氢损耗增加和OH损耗增加的光纤，必须至少NBOHC的自旋密度不高于1.0×1014自旋/克。
(2)当NBOHC的自旋密度不高于1.0×1014自旋/克时，可能产生OH损耗的增加，不过不产生氢损耗的增加。另一方面，当NBOHC的自旋密度不高于1012自旋/克时，基本上不产生任何有关氢损耗的增加和OH损耗的增加。换句话说，光纤所需的不产生氢损耗的增加和OH损耗的增加的条件是，是NBOHC的自旋密度为1012自旋/克或更小的量级。
(3)在施加有抗氢处理的光纤中，没有探测到NBOHC，而是探测到POR和Si(D)-E’。不过，在这种情形中，不产生任何氢损耗的增加和OH损耗的增加。这还是其中不产生氢损耗的增加和OH损耗的增加的光纤所需的条件。
(4)通过阴极电子激发光方法，可能观察到光纤横截面中的NBOHC分布。例如，在具有图2A所示折射率分布的掺Ge的SMF中，从NBOHC产生的具有大约650nm波长的光，在中间芯11与包层区域12之间的边界区域中具有最高强度，在中间芯11和包层区域12中，光强度以所提到的顺序逐渐降低。
(5)在掺有微量F，从而获得例如图2B所示的折射率分布的掺Ge芯的外围的SMF中，从NBOHC发出的具有大约650nm波长的光，在环形区域22中表现出最高强度，环形区域22是中间芯21外部掺F区域，光强度从中间芯21向外逐渐降低，使得在掺Ge部分的中间芯21和包层区域23中，使强度以所提到的顺序减弱。换句话说，与具有图2A所示折射率分布的光纤相比，在所述光纤中，NBOHC不是集中在一处，而是分散在模式场外围部分和其外部区域中。
图2B所示的折射率分布在抗氢特性上优于与图2A所示折射率分布。
(6)另外，在具有例如图2C所示折射率分布的单模光纤中，即沿掺Ge中间芯31的外圆周形成掺F的第一环形区域32，沿第一环形区域32的外圆周进一步形成掺Ge的第二环形区域33，所发射的具有大约650nm波长的光，在环形区域32中具有高强度，光强度在环形区域32和包层区域34中，以所提到的顺序降低。顺便提及，具有图2D所示折射率分布的光纤产生同样的现象。
由此得出，上面给出的结论(1)是具有令人满意的抗氢特性的单模光纤绝对需要的条件，结论(2)和(3)构成了所希望的条件。并且结论(4)到(6)作为用于支持上面给出的结论(1)到(3)的条件，是很重要的。
现在将说明根据本发明第二实施例的单模光纤。
如已经提出的那样，据说在抗氢特性的降低中包含有有关光纤抗氢特性的改善，玻璃的结构缺陷尤其是来自于氧的结构缺陷的改善。在结构缺陷中，图1A中所示的结构缺陷(非桥接氧空穴中心NBOHC)是众所周知的可以通过ESR方法探测的顺磁缺陷。
当光纤中存在NBOHC时，如果将氢分子扩散到玻璃中以产生OH基，便发生下面给出的反应
结果，发生1.38μm附近波长OH吸收损耗的增加。
如果在光通过的MFD或其附近中存在大量的NBOHC，则认为抗氢特性被降低。针对玻璃具有大约125μm外径的状态和用HF酸侵蚀光纤以便将直径减小到大约50μm的状态，本发明者已经用ESR方法测量了各种光纤中包含的NBOHC的自旋密度。
在侵蚀之后，将外径设定为大约50μm，部分是因为本发明者希望弄清楚光波导部分的缺陷状态(即，希望得到不受包层部分影响的数据)，并且部分是因为鉴于在ESR测量步骤中保持样品，精度受到限制。
在样品于室温下暴露于1个大气压氢气体氛围以便将氢分子充分地扩散到光纤中的情形中，本发明者还研究了1.52μm或1.38至1.42μm氢导致的吸收损耗的增加量，和由ESR方法测得的自旋密度之间的关系。这种情形中的试验涵盖了具有图2A所示折射率分布的光纤，即一般的单模光纤。
表2表示ESR测量的结果和氢所导致的传输损耗的状态。
表2
在表2中，附加字母“E”的样品号，例如SM9E，代表通过用HF酸进行侵蚀外径减小到大约50μm的样品。另一方面，不带字母“E”的样品号代表侵蚀处理之前的样品，从而具有大约125μm的外径。并且，1.38μm吸收的增加的单位为“dB/km”。
据说1.52μm吸收是由于氢分子与一个过氧自由基(＝Si-O-O·)的结合。不过，还可以想到其它原因。即使现在，也没有确定的理论。在这个试验中，将暴露于氢之前的损耗值与暴露于氢之后的损耗值进行比较，将在波长中识别出吸收峰的样品表示为“吸收”，将没有识别出吸收峰的样品表示为“没有”。
由扩散到光纤中的氢分子与NBOHC之间的反应所形成的OH基，导致了1.38μm吸收，在表2中将暴露于氢之前和暴露于氢之后的损耗差表示为增加量。顺便提及，表2中所示的“ND”的NBOHC自旋密度表明，用于测量并在测量条件下的ESR装置中的自旋密度不高于1.0×1012自旋/克的探测极限。
按照如下所述制备样品。
样品SM9在另一过程中，在由VAD方法制备的芯上形成一包层区域。在将多孔物体烧结成芯棒的过程中，允许大气中中存在1％的氧，以便强制形成具有超高氧含量的玻璃。
用下面所提到的图8中所示的光纤拉制设备，以1,000米/分的光纤拉制速度，并将光纤拉制炉的最高温度设置为2,050℃，对80mm外径的预制棒进行光纤拉制。在这种情形中，慢冷却部分的长度为1,500mm，弯月面的长度为350mm。
样品SM10用与制备样品SM9相同的方法制备该样品。不过，将光纤拉制速度设置为500米/分，将光纤拉制炉的最高温度设置为1,950℃。另外，弯月面长度为350mm。
样品SM11用与样品SM9相同的方法制备该样品。不过，在使芯多孔物体透明的步骤中不存在氧气。
样品SM12用与样品SM10相同的方法制备该样品。不过，在使芯透明的步骤中不存在氧气。
样品SM13用与样品SM12相同的方法制备预制棒。将光纤拉制速度设置为500米/分，将光纤拉制炉的最高温度设置为1,950℃。不过，对炉内的气流进行控制，以便将弯月面的长度增加到420mm。
样品制造过程的结果可以概括如下
(1)如果在包含氧气的气氛下进行使芯多孔物体透明的处理，通过暴露于氢产生1.52μm吸收。另一方面，如果在无氧条件下进行使芯多孔物质透明的处理，暴露于氢不产生1.52μm吸收。
试验数据符合在包含大量氧的玻璃中倾向于产生的1.52μm吸收的一般概念。可以合理地理解为，如果不包含过量氧而制备玻璃，可以防止1.52μm吸收。
在下面的描述中，将重点放在不涉及1.52μm吸收的1.38μm波长的OH吸收。
(2)图5是表示HF侵蚀之后测得MFD附近NBOHC密度与1.38μm波长的OH吸收增加量之间的关系的曲线。
在图5的曲线中，菱形标记代表从包含过量氧的玻璃制备的样品(样品SM9和SM10)。另一方面，方形标记代表从无氧条件下制备的玻璃所制备的样品(样品SM11到SM13)。从图5的曲线显然可以看出，在NBOHC密度与暴露于氢所导致的传输损耗的增加之间的关系中，样品彼此之间具有明显的不同。更确切地说，在NBOHC密度相同的情况下，与由无氧条件下制造的玻璃制备的样品相比，从包含过量氧的玻璃制备的样品带来传输损耗的更大增加。可以合理地理解为，过氧自由基与氢反应，从而形成OH基，导致在包含过量氧的预制棒的情形中传输损耗的增加。
现在将描述样品SM11到SM13。
在本领域中已知，光纤中的剩余结构缺陷的量取决于光纤拉制步骤中的冷却条件。通常，如果冷却速度低，则剩余缺陷量减少。可以合理地理解为，由于下面所给出的原因，通过改变冷却条件，制备样品SM11到SM13。
确切地说，将样品SM11的光纤拉制速度设置成比样品SM12的拉制速度高。不过，由于样品SM11和SM12具有相同的弯月面长度，使样品SM11的冷却速度高于样品SM12的冷却速度。同样，样品SM12和SM13的光纤拉制速度彼此相等。不过，由于样品SM12的弯月面长度比样品SM13的弯月面短，样品SM12的冷却速度比样品SM13的冷却速度高。
已经发现，在样品SM11到SM13中，存在下面所给出的关系
C3＞C4＞C5，N3＞N4＞N5，α3＞α4＞α5
其中C3，C4和C5分别代表样品SM11到SM13的冷却速度，N3，N4和N5分别代表样品SM11到SM13的NBOHC含量，α3，α4和α5分别代表样品SM11到SM13的1.38μmOH吸收的增加量。
接着，本发明者进行了广泛地研究，尝试着通过定量地定义NBOHC缺陷浓度与1.38μm OH吸收的增加量之间的关系，而弄清楚临界状态，并弄清楚光纤拉制设备限定临界状态的条件。
结果，已经发现下面给出的条件(1)是必要的
(1)在由其中加入有Ge和/或F的石英基玻璃形成的单模光纤中，玻璃件必须至少包括中间芯和包层部分，玻璃件具有大约125μm的外径，MFD区域中非桥接氧空穴中心的浓度不低于设置在MFD区域外部的包层区域中的非桥接氧空穴中心的浓度。
还发现，需要满足下面给出的条件(2)
(2)用电子自旋共振方法测得的、以自旋密度为单位的，玻璃件的中心区域(半径为25μm的区域)中所包含的非桥接氧空穴中心的密度必须不高于1.0×1013自旋/克。
根据本发明者所进行的研究，在满足前面给出的条件的光纤中，室温下暴露于1大气压氢气所导致的1.38μm OH吸收的增加量不大于0.1dB/km。
本发明者还对光纤拉制过程中物质的扩散所导致的玻璃内的元素迁移和元素迁移所导致的顺磁缺陷进行了大量的研究。
已经发现，要求玻璃预制棒在光纤拉制之前不包含OH基。为了实现特定状态，在合成玻璃碳黑(glass soot)的制造过程中，通常用氯处理多孔物体。从而，通常在OH基含量较低的合成石英基玻璃中包含大量的氯。认为氯置换玻璃中的氧，从而形成Si-Cl键。本领域中已知，在光纤拉制过程中由于热或应力，Si-Cl易于断开，从而形成称为E’中心的顺磁缺陷(图1C中所示的Si-E’)。
为了看出光纤拉制之后剩余的Si-E’，NBOHC自旋密度和光纤拉制之前玻璃中的氯浓度之间的关系，本发明者已经进行了研究。
与前面提到的样品SM13相同的芯预制棒上形成具有三种不同氯浓度值的包层，随后在与样品SM13相同的条件下进行光纤拉制，从而制备光纤。研究暴露于氢之前1.38μm OH吸收和暴露于氢所导致的OH吸收的增加量，在表3中表示出结果。表3中包层区域中氯浓度的单位为ppm。
表3
图6和7为表示表3中所给出的试验数据的曲线。
图6表示，如果包层区域中的氯浓度较高，在光纤中剩余有大量Si-E’，在暴露于氢之前1.38μm的OH吸收损耗较小。另一方面，图7表示在氯浓度为3,500ppm的情形与氯浓度为1,000ppm的情形之间，没有识别到暴露于氢所导致的OH吸收量增加的明显差别。当氯浓度处于上述范围之内时，显然可以证实，OH吸收的增加量不受氯浓度的影响。不过，应该注意，如果氯浓度低于200ppm，认为增加了暴露于氢所导致的OH吸收的增加的量。这可以由NBOHC的测量结果来证实。
更确切地说，可以合理地理解为，如果减少包层区域中的氯浓度，玻璃的粘性增加，从而降低了粘度与芯部分的一致性，结果在光纤拉制之后，倾向于残留下缺陷。还可以合理地理解为，是一种氯分子有可能降低与所埋藏的自由基相结合的可能性的机制。
并且，将MFD与包层区域内的Si-E’密度进行比较，结果发现，MFD内的Si-E’密度比包层区域高。这与氯浓度不低于1,000ppm情形中的结果相反。
上面给出的试验数据证实，为了将暴露于氢之前1.38μm的OH吸收损耗充分地降低到0.35dB/km或更小，将暴露于氢所导致的OH吸收的增加量充分地降低到0.05dB/km或更小，要求包层区域中所包含的氯的浓度不低于1,000ppm，光纤内剩余的Si-E’的密度不低于5×1013自旋/克。
下面，将描述本发明的第三实施例。
光纤中残留的结构缺陷的量极大地取决于光纤拉制步骤中的冷却过程。当将作为伪液体(a pseudo fluid)的玻璃预制棒拉制成纤维，并迅速地冷却进行固化时，玻璃结构保持失去流动性时的状态。可以合理地理解为，玻璃结构保持固化时的液态结构。玻璃被固化时的温度被称为假想温度。本领域中已知，在假想温度与瑞利散射系数A之间存在下面所给出的关系
A＝(8π3/3)n5·p2·kTf·KT
其中n代表折射率；p表示光弹性常数，k表示波耳兹曼常数，Tf代表假想温度，KT代表等温压缩速度(体积弹性形变的倒数)。
根据“J.C.Mikkelsen，Jr.和F.L.Galeener，Journal ofNon-Crystalline Solids 37(1980)71，84”和“A.E.Geissberger和F.L.Galeener，Physical review B，Vol.28，Number 6(1983)”，在通过测量瑞利散射线与拉曼散射线之间的偏差来分析玻璃结构缺陷的拉曼光谱方法中，可以从表示三节玻璃环结构的缺陷线(D1线)与表示四节玻璃环结构的缺陷线(D2)线的比值，得到假想温度Tf。实际上，可以通过使用通过MFD中心区域透射的光，或并向回散射的散射光，测得拉曼偏移，而得到假想温度Tf。
用特定的方法测量样品SM3到SM5的拉曼偏移光谱，以便计算假想温度Tf。表4表示出结果。
表4
图8为表示假想温度Tf与1.38μm的OH吸收的增加量之间关系的曲线。
从图8显然可以看出，如果MFD的中心区域中的假想温度Tf不高于1,200℃，有可能将暴露于氢所导致的1.38μm的OH吸收增加量抑制为0.05dB/km。
下面将描述用于制造上述石英SMF的光纤拉制设备。
如前面所述，本发明者已经进行了广泛地研究，试图改善石英SMF中的抗氢和与1.38μm的OH吸收损耗有关的长期可靠性。详细地说，本发明者将很大的注意力放在光纤拉制步骤中所包含的光纤冷却过程。在本领域中已知，定性来说，冷却过程极大地影响光纤中剩余的结构缺陷。不过，在这方面还不能进行定量分析。
本发明者进一步进行了广泛地研究，尝试找到可能进一步改善抗氢的因素，并尝试以多种方式改变光纤拉制设备的加热炉部分，在不降低光纤特性本身的光纤拉制条件的基础上，优化这些因素的参数。
结果发现，为了改善对氢的阻力，重要的是连续地冷却石英基玻璃预制棒，以1,000℃/秒到3,000℃/秒范围内的冷却速度，从由熔化而变得细长的部分，即弯月面部分开始，直到光纤的表面温度被降到1,200℃为止。另外，已经发现，石英基玻璃碳黑的烧结条件也很重要。
在传统的方法和装置中，没有从弯月面部分开始连续地冷却石英系列玻璃预制棒。
本发明者还发现，如果在实际的300到1,500米/分的光纤拉制速度下，并且在石英SMF的制造过程中，预制棒的外径为35至120mm的条件下，光纤拉制条件包含所拉制光纤预制棒的细长部分，即弯月面部分，具有不小于“A×5”的长度，其中A代表预制棒的直径(mm)，有可能实现所需的冷却过程。此处将弯月面部分定义成，通过在光纤拉制炉内熔化光纤预制棒，直径从90％预制棒直径减小到5％预制棒直径的区域的长度。
图9示意性地表示光纤拉制设备的结构，使得有可能获得上面指出的光纤拉制条件。在该光纤拉制设备中，将玻璃预制棒51插入加热炉52中，进行光纤拉制操作。如图中所示，将用于加热预制棒51的加热器53设置在加热炉52内。图中所示的参数54表示弯月面部分，参数57表示一卷取(take-up)装置。
在图9所示的光纤拉制设备中，将用来连续地冷却所拉制光纤55的下圆柱体56设置成与光纤拉制炉52的底部相接触，作为实现上面所给出的光纤拉制条件的装置。应该注意，以5升/分的流速，将Ar和He的气体混和物，通过图10中所示的下圆柱体的侧壁，输送到下圆柱体中。
图9和10所示的装置使得有可能连续地将预制棒的弯月面部分54与具有规定直径的光纤55的部分范围内的区域冷却到大约1,200℃。
已经发现，通过将下圆柱体56的长度L1(光纤55慢冷却部分的长度)设置成满足下面所给出的关系，可能实现特定的慢冷却条件
L1(mm)＞B×B/300
其中B代表光纤的拉制速度(米/分)。
慢冷却条件相当于在1,000至3,000℃/秒的冷却速度下，将所拉制的光纤55的表面温度，从例如1,700℃连续地冷却到1,200℃的条件。还发现，通过将用于加热所拉制光纤55的加热器设置成没有形成用于将气体引入加热炉52与加热器之间的间隙的进气口，并通过将加热器的长度L2设置成满足下面给出的关系，而获得所需的慢冷却条件
L2(mm)＞C×B/200
其中B代表光纤的拉制速度(米/分)，C代表光纤预制棒的直径(mm)。
另外，已经发现，如果用于加热光纤预制棒51的加热炉52的加热器53的顶端一侧与加热炉52的顶端一侧之间的距离L3，加热器53的底端一侧与加热炉52的底端一侧之间的距离L4满足下面给出的关系，有可能增加绝热效果，以便于弯月面获得所需的形状
L3(mm)＞C×B/200
L4(mm)＞C×B/200
其中B代表光纤的拉制速度(米/分)，C代表光纤预制棒的直径(mm)。
如上面详细描述的，本发明提供了一种具有抗氢的单模光纤，使得即使将光纤保存在包含氢的大气中一很长时间，也不会增加传输损耗。
本领域普通技术人员将很容易想到其它优点和变型。从而，广义而言，本发明不限于此处所示和所描述的特殊说明和代表例。因此，在不偏离由所附权利要求和其等效物所限定的精神或一般发明概念的范围的条件下，可以进行多种变型。
权利要求
1.一种由石英基玻璃形成的单模光纤，包括一具有一中间芯(11)和一包层区域(12)的玻璃件，其中作为由电子自旋共振方法测得的自旋密度值的所述玻璃件中非桥接氧空穴中心的密度不高于1.0×1014自旋/克。
2.根据权利要求1所述的单模光纤，其特征在于在所述玻璃件中，通过以电子自旋共振方法测得的自旋密度值为单位的顺磁缺陷Si(D)-E’的密度不低于1.0×1012自旋/克。
3.根据权利要求1所述的单模光纤，其特征在于由阴极电子激发光方法测量的所述玻璃件的横截面内650nm附近波长区域中的发光强度具有一定的分布，使得在所述中间芯(11)的外圆周部分的外部和附近的环形区域中强度最高，并且强度朝着所述中间芯(11)的外部适度减弱。
4.根据权利要求1所述的单模光纤，其特征在于将锗加入所述中间芯(11)中。
5.根据权利要求1所述的单模光纤，其特征在于将氟加入相邻所述玻璃件的所述中间芯(11)设置的环形区域中。
6.根据权利要求1所述的单模光纤，其特征在于所述包层区域(12)中的氯浓度高于中间芯(11)中的氯浓度。
7.一种制造权利要求1所述的单模光纤的方法，其特征在于包括将氘扩散到所述玻璃件中，以便减小非桥接氧空穴中心的自旋密度，增加过氧自由基的自旋密度。
8.一种由石英基玻璃形成的单模光纤，包括一具有一中间芯(11)和一包层区域(12)的玻璃件，其中将从由Ge和F组成的组中选出的至少一种元素加入所述玻璃件中，所述玻璃件具有大约125μm的外径，而且包含在所述玻璃件的MFD区域中的非桥接氧空穴中心的密度，低于包含在位于MFD区域外部的所述包层区域(12)中的非桥接氧空穴中心的密度。
9.根据权利要求8所述的单模光纤，其特征在于通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度为单位，在距离所述玻璃件的中心为半径25μm的区域中所包含的非桥接氧空穴中心的密度不高于1×1013自旋/克。
10.根据权利要求8所述的单模光纤，其特征在于所述包层区域(12)中的氯浓度不低于1,000ppm。
11.根据权利要求8所述的单模光纤，其特征在于通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度为单位的，所述玻璃件中包含的顺磁缺陷Si-E’的密度不低于5×1013自旋/克。
12.根据权利要求8所述的单模光纤，其特征在于在室温下，在暴露于1大气压的氢气之后的损耗增加不同于扩散到玻璃件中的氢分子所导致的损耗的增加，其在1.38μm至1.42μm的波长范围内不大于0.1dB/km。
13.一种由石英基玻璃形成的单模光纤，包括一具有一中间芯(11)和一包层区域(12)的玻璃件，其中将从由Ge和F组成的组中选出的至少一种元素加入所述玻璃件中，所述玻璃件具有大约125μm的外径，并且通过测量瑞利散射线与拉曼散射线之间的偏差所获得的，由表示三节玻璃环结构的缺陷线与表示四节玻璃环结构的缺陷线的比值所得到的假想温度不高于1,200℃。
14.根据权利要求13所述的单模光纤，其特征在于在室温下，在暴露于1大气压的氢气之后的损耗增加不同于扩散到玻璃件中的氢分子所导致的损耗的损耗的增加，其在1.38μm至1.42μm波长范围内不大于0.05dB/km。
15.一种由石英基玻璃形成的单模光纤的制造方法，该光纤包括一具有一中间芯(11)和一包层区域(12)的玻璃件，其中将从由Ge和F组成的组中选出的至少一种元素加入所述玻璃件中，并且所述玻璃件具有大约125μm的外径，该方法的其特征在于包括
加热光纤预制棒，以便熔化所述光纤预制棒；
从所述的熔融的光纤预制棒拉制光纤；以及
以1,000至3,000℃/秒的冷却速度，从直径从90％的预制棒直径减小到5％的预制棒直径的弯月面部分开始，连续地将所述所拉制的光纤冷却到所拉制光纤具有1,200℃温度的部分。
16.根据权利要求15所述的单模光纤的制造方法，其特征在于所述光纤预制棒是通过火焰水解方法获得的石英基玻璃碳黑，并且所述碳黑在基本上无氧的条件下被烧结。
17.一种用于制造光纤的设备，其特征在于包括
一用于加热光纤预制棒(51)的加热炉(52)，所述加热炉(52)包括一第一加热器(53)；以及
一用于从所述加热炉(52)内熔化的所述光纤预制棒(51)拉制光纤(55)的机构(57)，
其中将具有满足下面给出的不等式的长度L1的下圆柱体(56)设置成与所述加热炉(52)的底端一侧相接触，并且在所述下圆柱体(56)内连续地冷却光纤(55)，使得其中在加热炉(52)内熔化的预制棒(51)的直径从90％预制棒直径减小到％％预制棒直径的所拉制预制棒(51)的弯月面部分(54)，具有不小于“A×5”的长度，其中A代表预制棒的直径(mm)
L1(mm)＞B×B/300
其中B代表光纤(55)的拉制速度(米/分)。
18.根据权利要求17所述的用于制造光纤的设备，其特征在于在所述下圆柱体(56)中设置一第二加热器，用于对从所述加热炉(52)内拉出的光纤(55)进行加热，并且所述第二加热器的长度L2满足下面所给出的不等式
L2(mm)＞C×B/200
其中B代表光纤(55)的拉制速度(米/分)，C代表光纤预制棒(51)的直径(mm)。
19.根据权利要求17所述的用于制造光纤的设备，其特征在于所述第一加热器(53)的顶端一侧与所述加热炉(52)的顶端一侧之间的距离L3，以及所述第一加热器(53)的底端一侧与所述加热炉(52)的底端一侧之间的距离L4，满足下面所给出的不等式
L3＞C×B/200
L4＞C×B/200
其中B代表光纤(55)的拉制速度(米/分)，C代表光纤预制棒(51)的直径(mm)。
全文摘要
在由石英基玻璃形成的，并且包括一具有一中间芯(11)和一包层区域(12)的玻璃件的单模光纤中，通过以由电子自旋共振方法测得的自旋密度为单位的玻璃件中的非桥接氧空穴中心的密度，不高于1.0×1014自旋/克。
文档编号C03B37/029GK1400480SQ0212174
公开日2003年3月5日 申请日期2002年5月29日 优先权日2001年7月30日
发明者森平英也, 久留须一彦, 井上喜博 申请人:古河电气工业株式会社