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Universidade Federal de Uberlândia
Instituto de Física
Programa de Pós-Graduação em Física
Estudo de Vidros Fosfatos Dopados com Terras Raras
para Aplicação em Fibras Ópticas e Guias de Ondas
Planares
Jaime Vitalino Santos
Uberlândia, 17 de abril de 2006
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Jaime Vitalino Santos
Estudo de Vidros Fosfatos Dopados com Terras Raras para Aplicação em
Fibras Ópticas e Guias de Ondas Planares
Uberlândia
17 de abril de 2006
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Jaime Vitalino Santos
Estudo de Vidros Fosfatos Dopados com Terras Raras para Aplicação em
Fibras Ópticas e Guias de Ondas Planares
Dissertação apresentada para obtenção do
título de Mestre em Física pela
Universidade Federal de Uberlândia, sob
orientação do Prof. Dr. Noelio Oliveira
Dantas e co-orientação do Prof. Dr.
Marcio Luis Ferreira Nascimento
Uberlândia
17 de abril de 2006
II
III
FICHA CATALOGRÁFICA
Elaborada pelo Sistema de Bibliotecas da UFU / Setor de Catalogação e Classificação
S237e
Santos, Jaime Vitalino, 1956-
Estudo de vidros fosfatos dopados com terras raras para aplicação em
fibras ópticas e guias de ondas planares / Jaime Vitalino Santos. - 2006.
124f. : il.
Orientador: Noelio Oliveira Dantas.
Dissertação (mestrado) - Universidade Federal de Uberlândia, Progra-
ma de Pós-Graduação em Física.
Inclui bibliografia.
1. Física - Teses. 2. Vidro - Teses. I. Dantas, Noelio Oliveira. II. Uni-
versidade Federal de Uberlândia. Programa de Pós-Graduação em Física.
III. Título.
CDU: 53
A Sócrates (filósofo grego), Jesus
Cristo, Mahatma Gandhi e Buda,
exemplos de equilíbrio entre razão e
sentimento, pensamento e ação...
Minha eterna admiração.
IV
Aos meus pais, Francisco Vitalino e
Maria de Jesus, pelo amor, paciência
(impaciência) e dedicação em todos
os momentos de minha vida.
V
Agradecimentos
Manifesto minha gratidão a todas as pessoas que contribuíram direta ou
indiretamente para a concretização deste trabalho. Cabem nesse momento os devidos
agradecimentos como reconhecimento de suas valiosas colaborações. Em especial,
agradeço:
Ao Prof. Dr. Noelio Oliveira Dantas pela coragem em me ter como aluno de mestrado,
quando, na época, faltava pouco tempo para vencer o prazo de término como aluno
regular e ainda pelo seu incentivo, dedicação, interesse, paciência (e impaciência),
amizade e presteza em indicar os caminhos para atingir as metas necessárias à
conclusão do presente trabalho.
Ao Dr. Marcio Luis Ferreira Nascimento, meu co-orientador, pelo trabalho “monstruoso” de
correção de toda a dissertação, por um número infindável de vezes, pelas sugestões
sugeridas de mudanças nesta dissertação, pela realização de todas as medidas e curvas
de DSC, como pelo cálculo e interpretação dos parâmetros.
Ao Prof. Dr. Otávio Luiz Bottcchia pela sugestão de obter o P
2
O
5
a partir do H
3
PO
4
.
A Prof. Raigna A. da Silva Zadra Armond pelo auxílio sobre caracterizações térmicas.
Ao Prof. Dr. Shigueo Watanabe, pela disponibilidade do equipamento de Absorção Óptica.
Aos Professores do Instituto de Física, no qual tive a oportunidade de aprender e
conviver.
Ao Dr. Jalles Franco Costa, pelas caracterizações ópticas e discussões dos resultados
experimentais de fotoluminescência e Raman.
Aos amigos conquistados no Mestrado: Jéferson, Ricardo, Djalma, Damaso, Marcos
Dionísio, João, Marcelo, Priscila, Thais, Elias, Flávio, Gilmar, Eliton... pela agradável
convivência e companheirismo.
Ao técnico do LNMIS, Edmar, pela amizade e colaboração nas soluções técnicas.
Aos Dr. Walter Elias F. Ayta e Dr. Juan Carlos R. Mittani do Instituto de Física da USP.
Aos funcionários do Instituto de Física: Agrenor, André, Flávio (Catilau), Maria José,
Jussara, Lúcia, Rui, Samuel.
A Deus, pela beleza do Universo fora e dentro de cada um de nós.
A todos o meu respeito e sincero agradecimento
VI
Índice
Lista de Símbolos.............................................................................................XIII
Lista de Figuras ...............................................................................................XIV
Lista de Tabelas...............................................................................................XVIII
Resumo..............................................................................................................XX
Abstract.............................................................................................................XXI
Capítulo 1
I. Introdução e objetivos......................................................................................01
1.1. Introdução ................................................................................................01
1.2. Objetivos desta Dissertação ....................................................................03
Capítulo 2
2. Fundamentos Teóricos .................................................................................05
2.1. Breve História do Vidro ...........................................................................05
2.2. Definição de Vidros .................................................................................07
2.3. Aspectos Fenomenológicos ....................................................................08
2.3.1. Definição de Temperatura de Transição Vítrea (
) .................08
g
T
VII
2.3.2. O Intervalo de Transição Vítrea ..................................................10
2.3.3. Condições para Vitrificação ........................................................10
2.3.3.1. Critério de Goldschmidt (1926) .....................................11
2.3.3.2. Regras de Zachariasen (1932) ......................................11
2.3.4. Modelos Cinéticos .....................................................................14
2.3.5. Cristalização ...............................................................................15
2.4. Teoria da Nucleação Clássica .................................................................16
2.5. Crescimento de Cristais ..........................................................................21
2.5.1. Crescimento Normal ...................................................................21
2.5.2. Crescimento por Discordâncias em Espiral ................................23
2.6. Teoria Cinética Geral para a formação de vidros ....................................23
2.7. Parâmetro de Vitrificabilidade e de estabilidade vítrea ............................24
2.8. Guias de Ondas .......................................................................................27
2.9. Fibras Ópticas ..........................................................................................27
2.10. Amplificador Óptico ...............................................................................28
2.10.1. Funcionamento do Amplificador Óptico ...................................28
VIII
2.11. O Érbio ..................................................................................................30
2.12. Regras de Transição em Terras Raras .................................................34
2.12.1. Átomo de um Elétron ................................................................34
2.12.2. Transições Espectroscópicas ...................................................36
2.12.3. Regras de Seleção ....................................................................36
2.12.4. Teoria de Judd-Ofelt – Parâmetros de Intensidade Ω
λ
.............38
2.12.5. Probabilidade de Transição ......................................................38
2.12.6. Teoria de Judd-Ofelt .................................................................39
Capítulo 3
3. Análises Térmica, Óptica e Espectroscópica ...............................................49
3.1. Análise Térmica . ....................................................................................49
3.1.1. Calorimetria Exploratória de Varredura (DSC) ..........................49
3.2. Transmitância e Absorção Óptica (AO) .................................................50
3.3. Índice de Refração .. ..............................................................................52
3.4. Espectroscopia Raman ........................................................................52
IX
3.5. Fotoluminescência (PL) ... ....................................................................53
Capítulo 4
4. Procedimento Experimental .........................................................................55
4.1. Escolha da Composição da Matriz Vítrea .............................................55
4.2. Método de Fusão para Sintetize das Matrizes Vítreas ..........................55
4.3. Materiais e Métodos ..............................................................................56
4.4. Sistemas Vítreos Estudados .................................................................57
4.5. Etapas deste presente trabalho ............................................................58
4.5.1 .Primeira Etapa ...........................................................................58
4.5.1.1. Primeira Rota .............................................................58
4.5.1.2. Segunda Rota (Alternativa) ........................................59
4.5.2. Segunda Etapa ...........................................................................60
4.5.3. Terceira Etapa ............................................................................60
X
Capítulo 5
5. Resultados e Discussões ..............................................................................62
5.1. Primeira Etapa do Projeto .......................................................................62
5.1.1. Calorimetria Exploratória de Varredura (DSC) ...........................62
5.1.2. Espectros de Transmitância .......................................................70
5.1.3. Absorção Óptica .........................................................................74
5.1.4. Índice de Refração .....................................................................77
5.2 – Segunda Etapa do Projeto.....................................................................80
5.2.1. Calorimetria Exploratória de Varredura (DSC) ...........................80
5.2.2. Espectros de Transmitância .......................................................83
5.2.3. Absorção Óptica .........................................................................85
5.2.4. Raman .......................................................................................87
5.2.5. Índice de Refração ....................................................................89
5.3. Terceira Etapa do Projeto ......................................................................91
5.3.1. Calorimetria Exploratória de Varredura (DSC) ..........................92
5.3.2. Espectros de Transmitância ......................................................94
XI
5.3.3. Absorção Óptica ........................................................................97
5.3.4. Fotoluminescência ....................................................................104
5.3.5. Índice de Refração ....................................................................108
5.3.6. Tempo de Vida Luminescente ...................................................110
Capítulo 6
6. Conclusões ....................................................................................................115
6.1. Conclusões Finais ........................................................................115
6.1. Futuros Trabalhos ........................................................................118
6.3. Referências Bibliográficas ............................................................119
XII
Lista de Símbolos
GS – (Glass Stability) parâmetro de estabilidade vítrea.
GFA – (Glass Forming Ability) parâmetro de vitrificabilidade.
X
c
– Fração cristalizada.
q
cr
– Taxa crítica de resfriamento.
g
T – Temperatura de Transição Vítrea.
x
T
– Temperatura de Início (onset) da Cristalização.
c
T
– Temperatura de Pico de Cristalização.
m
T
– Temperatura de Fusão
XIII
LISTA DE FIGURAS
Figura 2.1. Definição de temperatura de transição vítrea . (a) Variação do
volume específico
g
T
V
com a temperatura (
: líquido; ls: líquido
superesfriado;
: cristal; c
v
: vidro). (b) Variação do calor especifico
[ZARZYCKI, 1991].
p
C∆
Figura 2.2. Influência da taxa de resfriamento U sobre a posição do ponto de
transição
T
g
, considerando U
1
< U
2
< U
3
[ZARZYCKI, 1991].
Figura 2.3. Diagrama esquemático de emissão estimulada.
Figura 2.4. Esquema de um amplificador óptico dopado com érbio.
Figura 2.5. Diagrama esquemático representativo dos níveis de energia para o
érbio. Estão indicados os valores de energia para o deslocamento do
nível fundamental para os estados excitados (AEN: valores para
retirar os elétrons a partir do nível neutro [RIBEIRO, 2005]).
Figura 2.6. Diagrama esquemático dos processos de relaxação cruzada (
i)
processo de excitação e (
ii) processo de transferência de energia
[GORVENIA, 2004].
Figura 2.7. Diagrama esquemático dos processos de conversão ascendente
cooperativa (
i) processo de excitação por dois íons e (ii) processo de
transferência de energia [GORVENIA, 2004].
Figura 3.1. Esquema simplificado do aparato experimental de uma
fotoluminescência utilizado para aquisição de dados espectrais, em
que a fonte de bombeio utilizada foi um laser de argônio operando em
514,5nm (19436cm
−1
).
Figura 5.1. Termogramas DSC das amostras A1.5 e AH1.5, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
Figura 5.2. Termogramas
DSC das amostras A1.6 e AH1.6, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
XIV
Figura 5.3. Termogramas
DSC das amostras B1.6 e BH1.6, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
Figura 5.4. Parâmetro de Angell em função da concentração de
La
2
O
3
para os
sistemas da primeira etapa.
Figura 5.5. Transmitância no visível e infravermelho próximo das amostras
A1 e
AH1.
Figura 5.6. Transmitância no visível e infravermelho próximo das amostras
B1 e
BH1.
Figura 5.7. Absorção óptica das séries
A1 e AH1.
Figura 5.8. Absorção óptica das séries
B1 e BH1.
Figura 5.9. Variação do índice de refração em função da concentração de
La
2
O
3
nas séries
A1, B1, AH1 e BH1.
Figura 5.10. Termogramas
DSC das amostras AH2.6 e BH2.6, aquecidas à taxa
de
20
o
C/min.
Figura 5.11. Transmitância no visível e infravermelho próximo das amostras
AH2
e
BH2.
Figura. 5.12. Absorção óptica das séries AH2 e BH2.
Figura 5.13. Espectros Raman das séries
AH2 e BH2.
Figura 5.14. Variação do índice de refração em função da concentração de
PbO
nas séries
AH2 e BH2.
Figura 5.15. Termogramas
DSC das amostras AH3.0 e AH3.2, aquecida à taxa
de
20
o
C/min.
Figura 5.16. Espectros de transmitância da matriz vítrea
AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4
e 5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do
ultravioleta ao infravermelho, próximos.
XV
Figura 5.17. Espectros de transmitância da matriz vítrea
AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4
e 5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do
infravermelho.
Figura 5.18. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea
AH3.X (X = 0, 1, 2, 3,
4 e 5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do
ultravioleta ao infravermelho, próximos.
Figura 5.19. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea
AH3.X (X = 0, 1, 2, 3,
4 e 5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, no
infravermelho próximo.
Figura 5.20. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea
AH3.X (X = 0, 1, 2, 3,
4 e 5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do
ultravioleta ao infravermelho, próximos.
Figura 5.21. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea
AH3.X (X = 0, 1, 2, 3,
4 e 5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, no
infravermelho próximo.
Figura 5.22. Diagrama de energia dos íons de
Er
3+
[CARNALL, 1965].
Figura 5.23. Espectros de emissão
PL da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e
5 (
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, utilizando a
linha de excitação
514,5 nm (19436 cm
-1
).
Figura 5.24. Diagrama de energia dos íons de
Er
3+
, utilizando a linha de excitação
514,5 nm (19436 cm
-1
).
Figura 5.25. Espectros de
AO e de emissão PL dos íons de Er
3+
, na matriz vítrea
AH3.X (X = 1 (peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente,
para as transições entre os estados
4
I
13/2
e
4
I
15/2
, utilizando a linha de
excitação
514,5 nm (19436 cm
-1
).
Figura 5.26. Variação do índice de refração em função da concentração de
Er
2
O
3
,
na matriz vítrea AH3.X.
XVI
Figura 5.27. Dependência do tempo de vida radiativo do nível
4
I
13/2
dos íons de
Er
3+
em função da concentração de Er
2
O
3
inseridos na matriz vítrea
AH3.X.
Figura 5.28. Diagrama da migração de energia de um íon de Er
3+
excitado para
um outro não excitado seguido por “quenching” em um
OH
-
[PETER &
WALTER, 1998].
Figura 5.29. Diagrama do processo de relaxação multifonons que provoca a
redução da população do nível “metaestável”
4
I
13/2
do Er
3
+
.
XVII
LISTA DE TABELAS
Tabela 2.1. Classificação dos óxidos segundo ZACHARIASEN [1932].
Tabela 4.1. Relação dos compostos utilizados com os seus respectivos graus de
pureza e fornecedores.
Tabela 5.1. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
G
S
das séries A1
e B1.
Tabela 5.2. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros G
S
das séries
A1H e B1H.
Tabela 5.3. Índice de refração de todas as amostras da primeira rota (erro de
±0,0005).
Tabela 5.4. Índice de refração de todas as amostras da segunda rota (erro de
±0,0005).
Tabela 5.5. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
G
S
das séries
AH2 e BH2.
Tabela 5.6. Índice de refração das amostras da segunda etapa (erro de
±0,0005).
Tabela 5.7. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
G
S
da série
AH3.X.
Tabela 5.8. Transições, comprimento de onda, energia calculada e experimental,
para o
Er
3+
, na matriz AH3.X. (DM → transição via dipolo magnético,
DE → transição via dipolo elétrico) [CARNALL, 1965].
Tabela 5.9. Largura da meia altura, altura e posição (
λ
PICO
) da banda de emissão
PL centrada em torno de 1535 nm (6515 cm
-1
;
4
I
13/2
→
4
I
15/2
) em
XVIII
função da concentração de
Er
2
O
3
na matriz vítrea AH3.X à temperatura
ambiente.
Tabela 5.10. Índice de refração de todas as amostras da terceira etapa (erro de ±
0,0005
)
Tabela 5.11. Dependência do tempo de vida radiativo do nível
4
I
13/2
dos íons de
Er
3
+
em função da concentração de Er
2
O
3
inseridos na matriz vítrea
AH3.X.
XIX
RESUMO
Neste trabalho estudou-se as propriedades térmicas é ópticas do sistema P
2
O
5
– ZnO –
Al
2
O
3
– AO – PbO – La
2
O
3
(mol %) + XEr
2
O
3
[A= Ba; Mg; X=0; 1; 2; 3; 4; 5 (peso%)],
visando aplicações em fibras ópticas e guias de ondas planares, como amplificadores
ópticos. Tal sistema é inédito e de baixo custo se comparado com outros, por exemplo,
aqueles a base de óxido de telúrio, visando produção em escala industrial. Esta pesquisa
foi desenvolvida em três etapas consecutivas, em que na primeira variou a concentração
de La
2
O
3
propondo obter sistemas com razoáveis estabilidades térmicas e propriedades
ópticas. Na segunda etapa, escolhida a melhor composição com La
2
O
3
(mol%) fixa,
buscou-se variar a concentração de PbO e verificar a mudança no índice de refração. Já
na terceira e última etapa buscou-se elaborar um vidro a partir de concentrações
crescentes de Er
2
O
3
(peso%) visando amplificação óptica em torno de 1530 nm. Portanto,
diante do objetivo geral desta pesquisa, é de fundamental importância estudar
propriedades térmicas e ópticas, tais como transmitância, índice de refração e calorimetria
exploratória de varredura, dos vidros resultantes em cada uma destas três etapas.
Observou-se, na primeira etapa, que este sistema apresenta maior estabilidade vítrea
(
G
S
– glass stability) e razoáveis propriedades ópticas, quando a composição contém 10
La
2
O
3
(mol%). Já na segunda etapa, mantendo 10 La
2
O
3
(mol%) fixa, este sistema
apresenta maior índice de refração, quando em sua composição contém 10PbO (mol%) e
A= Ba. Finalmente, na terceira etapa, observou-se que o maior valor do tempo de vida do
estado
4
I
13/2
do Er
3+
é 1,2 ms, para uma concentração de 1Er
2
O
3
(peso%). Diante deste
valor do tempo de vida e das propriedades térmicas e ópticas, observadas em todas as
três etapas, conclui-se que os sistemas inéditos propostos nesta pesquisa, com suas
composições, sugeridos para a construção da casca e do núcleo de uma possível fibra
óptica são 63P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10MgO . 2PbO . 10La
2
O
3
(mol%) e 55P
2
O
5
. 14ZnO .
1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol%) +1Er
2
O
3
(peso%), mesmo não sendo estas as
concentrações que apresentaram maior largura da meia altura da banda de emissão da
transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
.
PALAVRAS CHAVES: vidro fosfato, parâmetro GS, íons de érbio (Er
3+
), nível metaestável
4
I
13/2
, fibra óptica e amplificador óptico.
XX
ABSTRACT
In this work, the thermal and optical properties is of the system P
2
O
5
- ZnO - Al
2
O
3
- AO -
PbO - La
2
O
3
(mol %) + XEr
2
O
3
[A = Ba; Mg; X = 0; 1; 2; 3; 4; 5 (wt %)] was studied
aiming at applications in optical fibres and planar waves-guides, as optical amplifiers. Such
system is unknown and of low cost if compared with others, for example, those made with
tellurium oxide, aiming production in the industrial scale. This research was developed in
three consecutive stages, where in the first one the concentration of La
2
O
3
was varied
considering to get systems with reasonable thermal stability and optical properties. In the
second stage, chosen the best composition with fixed La
2
O
3
(mol%), looking for change the
concentration of PbO and verify the change in the refractive index. Already in the third and
last stage one searched to elaborate a glass from increasing concentrations of Er
2
O
3
(wt %)
aiming an optical amplification around 1530 nm. Therefore, ahead of the general objective
of this research, it is of basic importance to study thermal and optical properties, such as
transmittance, refractive index and differential scanning calorimetry, of the glasses
resultants in each of these three stages. It was observed, in the first stage, that this system
presents greater glass stability (GS - glass stability) and reasonable optical properties, when
the composition contains 10La
2
O
3
(mol %). Already in the second stage, keeping fixed
10La
2
O
3
(mol %), this system presents greater index of refraction, when in its composition
contains 10PbO (mol %) and A = Ba. Finally, in the third stage, it was observed that the
biggest value of life time of the state
4
I
13/2
of Er
3+
is 1,2 ms, for a 1Er
2
O
3
(wt%)
concentration. Ahead of this value of the life time and the thermal and optical properties,
observed in all the three stages, one concludes that considered unknown systems in this
research, with its compositions, suggested for the construction of the cladding and the core
of a possible optical fibre are 63P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10MgO. 2PbO. 10La
2
O
3
(mol%)
and 55P
2
O
5
. 14ZnO. 1Al
2
O
3
. 10BaO. 10PbO. 10La
2
O
3
(mol%) + 1Er
2
O
3
(wt%), exactly
not being these concentrations that had presented greater width of the half height of the
emission band of the transition
4
I
13/2
→
4
I
15/2
.
KEYWORDS: phosphate glass, glass stability parameter (GS), erbium ions (Er
3+
), meta
stable level
4
I
13/2
, optical fiber e optical amplifier.
XXI
CAPÍTULO 1
1. INTRODUÇÃO E OBJETIVOS
Neste capítulo são apresentados os materiais de estudo, as técnicas
de caracterização utilizadas e os objetivos propostos.
1.1. INTRODUÇÃO
O uso de fibras ópticas como meio de transmissão de dados iniciou
uma rápida evolução nas tecnologias de comunicação. Muitas pesquisas têm
sido realizadas visando uma maior transferência de dados em tempos mais
curtos, e vidros fosfatos são atualmente bons candidatos em vários usos nas
telecomunicações [MESSADDEQ, 2003]. Por exemplo, recentemente, estudos
envolvendo tais vidros mostraram que podem ser dopados com íons de érbio
em altas concentrações, apontando, assim, para a construção de um
amplificador compacto, na janela de
m
51
µ
,
, com somente poucos centímetros
de comprimento [SENESCHAL et al, 2005].
Neste contexto, vários tipos de vidros, como, por exemplo, os à base
de fosfatos, têm atraído considerável atenção, em anos recentes, devido ao
seu enorme interesse tecnológico, especialmente, nas áreas de óptica
[WEBER, 1990], vitrocerâmicas [LEWIS, 1989] e em pesquisa de biomateriais
[PEITL, 1995]. O pentóxido de fósforo (
P
2
O
5
) é formador vítreo, bem como
agente nucleante em pequenas concentrações. Embora o P
2
O
5
sozinho seja
relativamente higroscópico, sua adição em vidros apresenta um profundo efeito
na estrutura, particularmente em altas concentrações (a partir de 30-40 mol%)
[LEWIS, 1989].
Neste trabalho são apresentados novos resultados do sistema
P
2
O
5
–
ZnO – Al
2
O
5
– AO – PbO – La
2
O
3
(em mol %) com A = Ba; Mg e adições
de
Er
2
O
3
(em peso), realizado em três etapas. Basicamente, na primeira etapa
buscou-se variar a concentração de
La
2
O
3
visando obter sistemas com
razoável estabilidade térmica (definida adiante). Na segunda etapa, escolhida a
melhor composição com
La
2
O
3
(em mol%) fixa, buscou-se variar a
2
concentração de PbO e verificar a mudança no índice de refração. Já na
terceira etapa buscou-se elaborar um vidro a partir de concentrações
crescentes de
Er
2
O
3
(em peso) visando amplificação óptica em torno de 1530
nm
.
O inconveniente da higroscopicidade em vidros fosfatos pode ser
contornado com a adição de agentes estabilizadores, como
Al
2
O
3
e ZnO
(também chamados intermediários – ver definição no capítulo seguinte) durante
a fusão. A alumina aumenta (em geral) as resistências química e mecânica, o
PbO (em geral) aumenta o índice de refração, enquanto o óxido de zinco
especificamente aumenta a dureza em vidros silicatos [ZARZYCKI, 1991]. Uma
interessante motivação de estudo a ser considerada envolve duas rotas de
produção de sistemas fosfatos realizada neste trabalho, utilizando
P
2
O
5
ou
H
3
PO
4
como precursores, e o respectivo efeito de hidroxilas nas composições.
Tais sistemas fosfatos apresentam, no geral, baixos valores de temperatura de
transição vítrea (
) e de fusão ( ), o que tornam, apenas por estas
características, materiais interessantes para tal aplicação tecnológica.
g
T
m
T
A determinação das condições ideais de fabricação de vidros
destinados às aplicações ópticas, especificamente fibras e guias de onda,
requer o conhecimento da habilidade formadora dos vidros, dos mecanismos
de nucleação e crescimento de cristais no geral. Desta forma é importante
conhecer as propriedades físicas, principalmente ópticas e térmicas, tais como
transmitância, índice de refração e calorimetria exploratória de varredura. A
caracterização térmica tem se mostrado um método bastante simples e útil de
determinar os parâmetros térmicos característicos como
, , , e e
obter informação sobre os mecanismos de nucleação e crescimento [OZAWA,
1971]. Por exemplo, a energia de ativação de crescimento de cristais, além da
cinética de cristalização pode ser obtida a partir da teoria cinética de Johnson-
Mehl-Avrami-Kolmogorov (
g
T
x
T
c
T
m
T
JMA
K
) [JOHNSON, 1939; AVRAMI, 1939-1941;
KOLMOGOROV, 1937]. A determinação dos parâmetros térmicos pelas
técnicas DSC ou DTA permite quantificar a habilidade formadora dos vidros,
3
chamado também de habilidade de vitrificação (
GFA – glass forming ability) e
a estabilidade vítrea (G
S
– glass stability). Como seremos demonstrados
adiante, ambos os parâmetros são bastante úteis na caracterização de fibras
ópticas e guias de ondas, e encontram-se definidos nos capítulos seguintes. A
relação entre a teoria
JMA
K
e a habilidade de formação vítrea encontra-se
detalhadamente discutida em recente artigo publicado [NASCIMENTO, 2005].
Já as caracterizações ópticas para o estudo da amplificação óptica
dependem principalmente das adições sucessivas de
Er
2
O
3
, embora este
também influencie nas propriedades térmicas, a depender da quantidade
inserida.
1.2. OBJETIVOS
Com o propósito de sintetizar e caracterizar vidros fosfatos com
aplicação em fibras ópticas e guias de ondas planares, foram desenvolvidos
novos vidros fosfatos com concentrações crescentes de
Er
2
O
3
. Os sistemas
em estudo apresentaram boas propriedades, como resistência química,
estabilidade à cristalização, além de algumas qualidades ópticas. Como será
discutido, a estabilidade à cristalização é um fator-chave na confecção de tais
sistemas. É importante saber se o vidro é estável ou tende a cristalizar
facilmente, fenômeno possível de ocorrer durante o estiramento de fibras.
O vidro fosfato é uma opção alternativa e relativamente barata em
termos comerciais, em oposição a sistemas teluritos recentemente utilizados
[GOUVERNIA, 2004]. Duas foram as composições (inéditas na literatura)
estudadas neste sistema vítreo:
P
2
O
5
– ZnO – Al
2
O
5
– AO – PbO – La
2
O
3
(em
mol %), onde A = Ba ou Mg, todas dopadas com concentrações
crescentes de óxido de érbio. Ambas as composições devem apresentar
relativa baixa taxa de nucleação e crescimento de cristais, ao menos na
temperatura de trabalho onde a fibra óptica será produzida,
(estiramento de
fibras), a fim de evitar-se a cristalização das mesmas. Procurou-se também
obter materiais com relativo alto índice de refração e relativa alta transmitância
4
na região do infravermelho (de forma a evitar a influência do teor de água na
composição).
Especificamente, numa primeira etapa, visando à produção de uma
fibra óptica, buscou-se procurar o efeito da troca da composição de MgO por
BaO nas propriedades estudadas, já que estes compostos podem mudar as
propriedades físicas e químicas dos vidros.
Objetivando, além disso, uma busca por caminhos mais simples na
obtenção tanto na síntese de produtos quanto em melhores propriedades,
ainda na primeira etapa deste trabalho procurou-se estudar uma “rota
alternativa” de obtenção do vidro fosfato, a partir de solução à base de
H
3
PO
4
.
Numa segunda etapa buscou-se verificar a influência do óxido de
chumbo na confecção do núcleo da fibra óptica. A terceira etapa envolveu o
estudo da adição de óxido de érbio, visando à amplificação do sinal óptico no
material.
Para tanto foram efetuadas caracterizações térmicas, ópticas e
espectroscópicas, como calorimetria exploratória de varredura, índice de
refração, transmitância no visível e infravermelho, absorção óptica,
espectroscopia Raman e fotoluminescência. São apresentadas análises
visando selecionar as melhores composições candidatas ao estiramento de
fibras em termos das caracterizações efetuadas.
CAPÍTULO 2
2. FUNDAMENTOS TEÓRICOS
Segue uma revisão dos principais tópicos tratados neste trabalho. De
forma resumida são apresentados aspectos da teoria de vidros, tais como
breve histórico, modelos do estado vítreo (estruturais e cinéticos), uma breve
discussão sobre a transição vítrea, os fenômenos de nucleação (homogênea e
heterogênea) e crescimento de cristais (e seus modelos clássicos), um breve
resumo da teoria de formação vítrea, guias de ondas, fibras ópticas,
amplificadores e regras de transição em terras raras.
2.1. BREVE HISTÓRIA DO VIDRO
O vidro, do latim vitrum, constitui-se em um material dos mais antigos
conhecidos da humanidade [NASCIMENTO, 2000]. Sua descoberta tem sido
objeto de muitas controvérsias, pois os historiadores não dispõem de dados
precisos sobre sua origem. Plínio, o grande naturalista romano, em sua
enciclopédia Naturalis Historia atribui aos Fenícios a obtenção de vidros
[ALVES, 2001]. Segundo o relato, estes ao desembarcarem na Síria há cerca
de
7000 anos a.C., improvisaram fogões usando blocos de salitre sobre a
areia. Passando algum tempo observou-se que uma substância líquida e
brilhante escorria, solidificando-se rapidamente. Admite-se que os fenícios
dedicaram muito tempo à reprodução do referido material para fins utilitários.
Dos poucos dados, que a História registrou, existe uma receita pertencente à
antiga biblioteca do rei assírio Assurbanipal (
669-626 a.C.), escrita em
caracteres cuneiformes: “Tome
60 partes de areia, 180 partes de cinzas de
algas marinhas e 5 partes de cal. Assim você obterá um vidro” [NASCIMENTO,
2000].
Vidros naturais ou obsidianas podem ser formados quando rochas são
fundidas durante erupções vulcânicas a elevadas temperaturas e solidificam-se
rapidamente. Esses materiais permitiram à humanidade, na Pré-História,
confeccionar ferramentas de corte tanto para uso doméstico quanto para
defesa [ZARZYCKI, 1991].
6
As características destes vidros naturais fizeram com que logo
alcançassem alto valor ao longo da História, a ponto dos Egípcios considerá-
los como materiais preciosos [ZARZYCKI, 1991].
Seguindo a história da civilização, o desenvolvimento tecnológico dos
processos de fabricação de vidro e de cerâmica ocorreu no Egito antigo, onde
também se desenvolveu a arte de fazer vidros isentos de cristalização e a
adição de compostos de cobre e cobalto com finalidade de se obter tonalidades
azuladas [NASCIMENTO, 2000].
Um desenvolvimento fundamental na arte de fazer objetos de vidro deu-
se entre
27 a.C. e 14 d.C., quando artesãos sírios desenvolveram a técnica de
assopragem. A partir desta, utilizando um tubo de ferro de aproximadamente
100 cm de comprimento (chamado “cana”), com uma abertura de 1 cm de
diâmetro, era possível introduzir o material no forno que, após retirar o material
ainda fundente, soprava-se pela extremidade contrária, dando origem a uma
peça oca.
Os primeiros vidros coloridos controladamente, entretanto, só foram
obtidos por volta de
100 d.C., em Alexandria, graças à introdução de óxido de
manganês nas composições e de melhoramentos importantes nos fornos,
como o controle de altas temperaturas e da atmosfera de combustão, os quais
tiveram marcada influência sobre a qualidade dos vidros e permitiram uma
fusão mais eficiente dos materiais constituintes [NASCIMENTO, 2000].
Entretanto, o ápice do desenvolvimento do vidro foi no período do Império
Romano, com a qualidade e o refinamento da arte de trabalhá-lo.
Ao confrontar-se com a história dos vidros, fica clara a importância dos
povos que habitavam o Mediterrâneo e o Adriático. Neste particular, Veneza
teve papel fundamental, sobretudo na Idade Média, por contar com grande
número de vidreiros fortemente influenciados pela arte islâmica. Muitos dos
artesãos venezianos expatriaram-se para diversas regiões da Europa. Maiores
detalhes em ZARZYCKI [1991] e NASCIMENTO [2000].
7
2.2. DEFINIÇÃO DE VIDRO
Os vidros são admitidos como líquidos que foram resfriados até o estado
sólido sem cristalizar. Conseqüentemente o estado vítreo é uma forma de
matéria que preserva a estrutura, energia e volume de um líquido, mas cujas
alterações de energia e volume com a temperatura são semelhantes em
intensidade àquelas do estado cristalino [NASCIMENTO, 2004].
Do ponto de vista científico é muito difícil definir, com precisão, a
natureza do estado vítreo. Segundo ZARZYCKI [1991], pode-se defini-lo de
maneira operacional dizendo-se que “um vidro é um sólido obtido congelando
um líquido sem cristalização” ou de maneira estrutural dizendo-se que “um
vidro é um sólido não-cristalino”. A definição operacional restringe o termo vidro
a produtos obtidos pelo resfriamento de um líquido, enquanto na definição
estrutural os termos sólidos não-cristalinos, sólidos amorfos e vidros são
sinônimos [NASCIMENTO, 2000; ALVES, 2001]. No entanto, nenhuma das
definições acima é completamente satisfatória. A estrutural, aparentemente
simples, é geral demais. Embora o vidro seja, de fato, um sólido não-cristalino,
nem todos os sólidos não-cristalinos são vítreos, a exemplo do gel, que às
vezes pode ser transformado em vidro por tratamento térmico adequado.
A definição operacional não ajuda muito quando a origem e o modo de
preparação de um espécime forem desconhecidos. Além disso, certos
materiais não-cristalinos não podem ser produzidos por têmpera a partir do
estado líquido, necessitando de métodos especiais de preparação.
Os vidros tradicionais (à base de óxidos, como a sílica) são
caracterizados não só pela ausência de cristalinidade, mas, sobretudo por
passarem progressiva e reversivelmente a um estado cada vez mais fluido à
medida que a temperatura aumenta. No decorrer desta mudança ocorre uma
modificação de propriedades físicas (como calor específico, índice de refração,
volume específico, etc), numa temperatura denominada transição vítrea.
A partir destas condições pode-se adotar a seguinte definição: “Um vidro
é um sólido não-cristalino que apresenta o fenômeno de transição vítrea”. O
estado físico correspondente é o estado vítreo [ZARZYCKI, 1991].
8
Tal definição não impõe nenhuma restrição à maneira como o vidro é
obtido e enfatiza a transição vítrea, que é ausência de estabilidade interna do
material não-cristalino. Assim, por exemplo, certos filmes finos (à base de
Si ou
Ge) que sempre se cristalizam a temperaturas altas e se precipitam num
material não-cristalino instável, não são considerados vidros, sendo chamados
simplesmente de materiais amorfos.
A suposição de que existe um único parâmetro ou propriedade, a
temperatura de transição vítrea (
), é a questão central dos estudos do
Estado Vítreo [NASCIMENTO, 2000; 2004]. Esse parâmetro é de extrema
importância na caracterização de um material vítreo.
g
T
2.3. ASPECTOS FENOMENOLÓGICOS
A maneira tradicional de produzir um vidro consiste em esfriar um líquido
superaquecido, suficientemente rápido, de modo que não haja tempo de
ocorrer a cristalização. À medida que a temperatura diminui, o aumento
contínuo da viscosidade
η resulta num congelamento progressivo do líquido
até à sua solidificação final. A compreensão do estado vítreo baseia-se então
na definição de
e nas condições de vitrificação. Como para obter-se um
vidro busca-se evitar que cristalize, a compreensão dos processos de
nucleação e crescimento de cristais a partir de vidros é outro aspecto a ser
clarificado.
g
T
2.3.1. DEFINIÇÃO DE TEMPERATURA DE TRANSIÇÃO VÍTREA (
)
g
T
Para melhor compreender esse processo é conveniente conhecer a
evolução de uma variável termodinâmica, como o volume específico
V
em
função da temperatura
T
. Através da Fig. 2.1 (a), acompanha-se como o
volume específico
V
, de uma substância vitrificável, varia com a temperatura
. Partindo de uma temperatura alta, em que a substância está no estado
líquido
T
, observa-se a diminuição de
V
com o resfriamento.
9
Figura 2.1. Definição de temperatura de transição vítrea . (a) Variação do volume
específico
g
T
V
com a temperatura (
: líquido; : líquido superesfriado; : cristal; ls c
v
:
vidro). (b) Variação do calor especifico
p
C
∆
[ZARZYCKI, 1991].
Começando com um líquido a uma temperatura elevada, no ponto de
fusão
a diminuição da temperatura provoca primeiro uma contração e no
subsequente esfriamento, em temperaturas caracteristicas, dois fenômenos
podem pode ocorrer:
m
T
a) Em o líquido cristaliza-se e a descontinuidade
c
T
V
∆
surge;
b) Em o líquido passa para um estado superesfriado não ocorrendo a
cristalização.
g
T
No primeiro caso, ao se completar a cristalização, à medida que o calor
é retirado do material, o sólido resultante contrai-se novamente, tornando a
inclinação da curva menor do que no estado líquido – cerca de
. 31/
No segundo caso, o material ignora a existência do ponto de
solidificação e segue a extensão da curva
do líquido, além do ponto , sem
descontinuidade. A diminuição da temperatura continua provocando a
contração do líquido superesfriado, até uma certa temperatura
, o qual
solidifica-se rapidamente e o coeficiente angular da curva decresce para se
aproximar ou se igualar ao do sólido cristalizado. Essa mudança na curva de
m
T
g
T
10
esfriamento marca a passagem de um líquido superesfriado ao vidro, sendo
caracterizada por uma temperatura de transição vítrea ou temperatura de
transformação vítrea, .
g
T
A temperatura de transição vítrea pode ser entendida como a menor
temperatura onde ainda se observa movimento molecular estrutural. A
viscosidade η do líquido aumenta continuamente, à medida que a temperatura
diminui, e a passagem por
corresponde a uma viscosidade de
aproximadamente 10
g
T
12
Poise. Em contraste com
V
, o coeficiente de expansão
térmica
mostra uma rápida mudança na passagem por .
e
α
g
T
2.3.2. O INTERVALO DE TRANSIÇÃO VÍTREA
A uma pressão constante, a posição do ponto de transição
não é fixa
como é
, mas varia com a taxa com que o líquido é esfriado. O resfriamento
rápido tem o efeito de deslocar para temperaturas altas, como pode ser
observado pela Fig. 2.2 abaixo. O contrário acontece quando se esfria
lentamente. Por esta razão é preferível substituir a temperatura
por um
intervalo de transição vítrea ou de transformação vítrea
g
T
m
T
g
T
g
T
[
]
g
T , onde o limite
inferior e o superior são definidos respectivamente pelas taxas mais baixa e
mais alta de resfriamento usado.
Figura 2.2. Influência da taxa de resfriamento U sobre a posição do ponto de
transição T
g
, considerando U
1
< U
2
< U
3
[ZARZYCKI, 1991].
11
Os valores de
obtidos dependem dos tipos de experimentos dos
quais são extraídos, podendo haver pequenas variações [NASCIMENTO,
2000]. Portanto, quando se fala no valor de
, para ser rigoroso, é necessário
indicar o método usado e as condições em que foi obtido.
g
T
g
T
2.3.3. CONDIÇÕES PARA VITRIFICAÇÃO
As numerosas tentativas de explicar a formação ou não de sólidos não-
cristalinos podem ser classificadas de duas maneiras: uma baseada em
considerações estruturais, isto é, referente à constituição geométrica das
entidades constituintes dos vidros, forças de ligação, etc., e a outra referente a
considerações gerais de cinética, que em primeiro plano renegam a estrutura
[ZARZYCKI, 1991]. Há ainda os aspectos termodinâmicos [NASCIMENTO,
2004], que por brevidade, não serão discutidos.
Historicamente, as aproximações estruturais foram desenvolvidas
inicialmente e originaram vários “critérios de vitrificação” [ZARZYCKI, 1991;
NASCIMENTO, 2000]. Destes pode-se citar brevemente os de Goldschmidt e
de Zachariasen.
2.3.3.1. CRITÉRIO DE GOLDSCHMIDT (1926)
Segundo GUTZOW & SCHMELZER [1994], o primeiro a sugerir um
critério para a formação de vidros, baseado em observações essencialmente
estruturais, foi o geoquímico Goldschimidt. Ao analisar as condições de
vitrificação de óxidos simples com a fórmula estequiométrica
A
m
O
n
,
Goldschmidt [ZARZYCKI, 1991] sugeriu que ela era governada pela razão dos
raios iônicos
do cátion e do oxigênio. Para óxidos formadores de vidros,
esta razão deveria estar entre
0,2 e 0,4.
OA
rr /
Seguindo considerações clássicas de química de cristais para estruturas
iônicas, a razão
está diretamente relacionada ao número de
coordenação do cátion central. Contudo um exame mais completo demonstra
OA
rr /
12
que o critério de Goldschmidt é inadequado: o óxido BeO, por exemplo, o
satisfaz, porém não se vitrifica.
2.3.3.2. REGRAS DE ZACHARIASEN (1932)
A primeira tentativa de sucesso em caracterizar os materiais entre
formadores e não-formadores vítreos foi proposta por ZACHARIASEN [1932],
reconsiderando o trabalho de Goldschmidt, que por raciocínio empírico
estabeleceu um conjunto de regras que tiveram impactos substanciais na
pesquisa de vidros, pois era capaz de explicar porque, por exemplo,
SiO
2
era
um formador, o que não acontecia com o Na
2
O. Quando adicionados a outros
compostos, dependendo da composição, ambos podem formar vidros.
Tal análise se baseou nas seguintes considerações:
(
i) As forças de ligações interatômicas em vidros e cristais devem ser
similares, dada à similaridade das propriedades mecânicas desses sólidos;
(
ii) Assim como os cristais, os vidros consistem em uma “estrutura”
tridimensional estendida, porém, a característica difusa dos espectros de
difração de raios X mostra que não existe uma ordem a longo alcance.
A desordem na estrutura ainda introduz uma distribuição das forças de
ligação, e sua progressiva ruptura pelo calor explica o gradual decréscimo da
viscosidade. Zachariasen supôs que os formadores vítreos possuam uma
energia interna um pouco maior no estado vítreo do que no estado cristalino.
A estrutura pode ser analisada em termos do poliedro de coordenação
dos cátions rodeados por um número variado de íons de oxigênio. Em óxidos
cristalinos os poliedros podem ter arestas, vértices ou faces comuns.
Zachariasen admitiu também que os poliedros de oxigênio (triangulares,
tetraédricos ou octaédricos) encontrados em cristais deveriam ocorrer nos
vidros, com a única diferença de que as orientações relativas dos poliedros
deveriam ser variáveis nestes. Por exemplo, no caso de diferentes formas
cristalinas do
SiO
2
(quartzo, cristobalita, tridimita, etc.), a estrutura é formada
com tetraedros de SiO
4
unidos pelos vértices. Já no SiO
2
vítreo a estrutura é
13
formada com os mesmos SiO
4
unidos também pelos vértices, porém variando
a orientação mútua dos tetraedros consecutivos.
Após exames sistemáticos de estruturas formadas por diferentes
poliedros de coordenação, Zachariasen demonstrou que um óxido formador de
vidros deve satisfazer às seguintes regras:
1. Nenhum oxigênio deve se unir a mais do que dois cátions
A.
2. O número de oxigênios ao redor de um átomo A deve ser baixo (3 ou 4).
3. O poliedro deve se unir pelos vértices e não pelas arestas e faces.
4. Ao menos três vértices, de cada poliedro, devem-se unir com outros
poliedros.
Desta forma, os óxidos
A
2
O e AO não são capazes de formar vidros. As
regras 1, 3 e 4 são satisfeitas: pelos óxidos A
2
O
3
quando os oxigênios formam
triângulos ao redor dos átomos
A; pelos óxidos AO
2
e A
2
O
5
quando os
oxigênios formam um tetraedro e pelos óxidos
AO
3
e A
2
O
7
quando formam um
octaedro.
O mesmo pesquisador examinou sistematicamente as propriedades de
coordenação dos cátions em diferentes óxidos cristalinos e concluiu que
somente
B
2
O
3
, SiO
2
, GeO
2
, P
2
O
5
, As
2
O
5
, Sb
2
O
3
, V
2
O
5
, Sb
2
O
5
, Nb
2
O
5
e
Ta
2
O
5
são capazes de formar vidros. Todos eles satisfazem às regras: a
estrutura do
SiO
2
e do GeO
2
sendo baseadas em tetraedros (AO
4
), B
2
O
3
e
As
2
O
3
em triângulos (AO
3
).
Aplicando o mesmo princípio a fluoretos descobriu-se que apenas BeF
2
é susceptível à formação de vidros, com sua estrutura baseada em tetraedros.
O termo formador estrutural foi adotado para um óxido que pertence a
uma estrutura vítrea e o termo modificador estrutural, para um óxido que não
participa diretamente da mesma. O termo modificador estrutural é decorrente
da maneira com que os óxidos se comportam estruturalmente.
14
Tabela 2.1. Classificação dos óxidos segundo ZACHARIASEN [1932].
Formadores Vítreos Modificadores Intermediários
SiO
2
Li
2
O Al
2
O
3
GeO
2
Na
2
O PbO
B
2
O
3
K
2
O ZnO
P
2
O
5
CaO CdO
As
2
O
3
BaO TiO
2
As
2
O
5
MgO -
V
2
O
5
- -
Quando um óxido não-formador vítreo, tal como
Na
2
O, é acrescentado
ao SiO
2
, os oxigênios adicionais participam da estrutura e causam a ruptura de
um número específico de ligações, sendo chamados de óxidos modificadores;
esses são essencialmente metais alcalinos e alcalino-terrosos.
Certos óxidos podem funcionar tanto como formadores quanto
modificadores de vidros, dependendo apenas da composição da qual
participam, sendo chamados de óxidos intermediários. A Tab. 2.1 classifica os
principais óxidos de importância prática.
Outra consideração a ser feita é que o modelo de Zachariasen foi
desenvolvido especificamente para óxidos vítreos não sendo aplicável a outros
tipos de vidros, por exemplo, calcogenetos ou vidros formados a partir de
soluções aquosas.
2.3.4. MODELOS CINÉTICOS
De acordo com UHLMANN [1977], um dos primeiros a reconhecer a
importância dos parâmetros cinéticos na formação de vidros foi Tammann, que
afirmou: “(...) os líquidos freqüentemente se solidificam como o vidro. A taxa de
15
resfriamento é mais importante para este fenômeno. Muitos líquidos que se
cristalizam completamente com resfriamento lento não se cristalizam em uma
taxa mais rápida de resfriamento”.
A partir dos mais diferentes pontos de vista surgidos [UHLMANN, 1977],
a grande questão passou a ser: quão rápido deve um material ser resfriado
para que forme vidro? As investigações cinéticas iniciais se concentraram
sobre ou a taxa de crescimento ou a de nucleação de cristais − processos
cinéticos que determinam a taxa total de cristalização.
Alguns anos depois de Tammann, TURNBULL [1969] observou a
existência de formadores de vidros em todos os tipos de ligações químicas
(covalente, iônica, metálica, Van der Waals e pontes de hidrogênio). Ele
sugeriu que a possibilidade de formação de vidro está relacionada com a taxa
de resfriamento,
, e o volume molar, , além de algumas outras
propriedades do material. Em seguida chegou a verificar que, em líquidos que
apresenta razoável nucleação a partir do resfriamento de um liquido, a
formação de vidros era altamente influenciada pela taxa de crescimento dos
cristais. Os líquidos por ele considerados fundiam congruentemente com uma
taxa elevada de nucleação e produziam a cristalização rápida e completa da
amostra. Então a condição para que houvesse a formação de vidro foi
considerada como o “impedimento” de uma nucleação rápida.
cr
q
m
V
Embora estas teorias tenham fornecido uma valiosa contribuição sobre o
processo de formação de vidros o fato delas se apoiarem em eventos de
nucleação e crescimento separadamente para explicar este processo limitou
suas validades. O primeiro a desenvolver uma teoria cinética para formação de
vidros baseada na consideração simultânea dos eventos de nucleação e
crescimento de cristais foi UHLMANN [1972; 1983].
2.3.5. CRISTALIZAÇÃO
Conforme apresentado, a formação de um vidro nos modelos de
formação vítrea tradicionalmente se dá através de um rápido resfriamento de
um líquido abaixo da temperatura de fusão
; porém, se a taxa de
m
T
16
resfriamento for suficientemente pequena ocorrerá cristalização do material. A
seguir, será tratado de forma resumida, o mecanismo de cristalização.
Supondo que a cristalização seja iniciada por flutuações térmicas
localizadas com energia livre suficiente para o líquido vencer estas barreiras,
observa-se a formação de uma fase mais ordenada, a qual é denominada de
embrião. Aqueles que têm um tamanho crítico são capazes de se desenvolver
espontaneamente em uma partícula maior, estável, e são chamados de
núcleos. Este processo de flutuações é denominado nucleação e a velocidade
com que ela ocorre de taxa de nucleação.
Dependendo da origem dos primeiros núcleos formados a nucleação
pode ser classificada como volumétrica (ou interna), ou superficial. Na primeira,
os embriões se formam no volume da massa fundida; enquanto na segunda
eles ocorrem a partir da superfície e crescem em direção do volume do vidro
[NASCIMENTO, 2004].
O número de núcleos produzidos em uma unidade de volume por
unidade de tempo recebe o nome de taxa de nucleação
I
, e, a velocidade u
com a que essas partículas crescem é chamada de taxa de crescimento. Por
brevidade serão tratadas as teoria da nucleação clássica e dos mecanismos
clássicos de crescimento de cristais a seguir.
2.4. TEORIA DA NUCLEAÇÃO CLÁSSICA
A nucleação homogênea em geral ocorre quando o sítio inicial para a
formação de núcleos é da mesma constituição dos cristais que sobre ele
crescem; ou seja, ela ocorre aleatoriamente no volume dos vidros e, não há
sítios preferenciais para a cristalização. Portanto, uma condição necessária
para que este tipo de nucleação ocorra é que a matriz seja química, estrutural e
energeticamente homogênea. Vidros que apresentam tal nucleação são o
,
22
2SiOOLi ⋅
22
2SiOTiO2BaO
⋅
⋅
e
22
3SiOCaO2ONa
⋅
⋅
.
A nucleação também pode ocorrer no volume considerando elementos
de composição diferente da matriz. A cinética de nucleação é similar, caso
desta dissertação.
17
A força motriz para a formação de um líquido super-resfriado (
'
) no
interior de um cristal ( ), de composição idêntica e em condições de pressão e
temperatura constantes, é a diferença de energia livre entre as duas fases.
Essa diferença é dada por:
c
cl
GGG
−
=
∆
.
Além da variação da energia livre por unidade de volume, durante a
nucleação há a formação de uma interface entre as duas fases. Segundo
GUTZOW & SCHMELZER [1994], a variação de energia livre total envolvida
na formação de um embrião esférico e isotrópico de raio
r
é dada por:
svr
GrGrG ∆π+∆π−=∆
23
4
3
4
,
(2.4.1)
onde é a variação de energia livre por unidade de volume resultante da
transformação de uma fase em outra, e
v
G∆
s
G
∆
corresponde a energia por
unidade de área da superfície entre duas fases.
s
G
∆
pode ser igualada a
σ
, a
tensão interfacial; pode ser dado por
v
G∆
mv
VGG /
∆
=
∆
, onde é o
volume molar.
m
V
Observa-se, ao examinar a Eq. 2.4.1, que quando
r
é pequeno, o termo
da energia interfacial predomina e
r
G
∆
será positivo, o que determina uma
condição de instabilidade. Contudo, quando
r
aumenta, o termo
v
G
∆
prevalece e
é negativo, determinando uma condição de estabilidade.
r
G∆
Pode-se vislumbrar a variação da energia livre versus o raio do embrião,
bem como as componentes da energia superficial e volumétrica. A partir desta
pode-se associar a existência de um raio crítico
*
r
, vinculado a um máximo em
, indicado por . As coordenadas deste ponto podem ser obtidas
derivando-se a Eq. 2.4.1 em relação a
r
G∆
*
G∆
r
e igualando-se a zero, e em seguida,
substituindo este resultado na expressão da variação da energia livre total.
Assim, obtém-se:
18
v
G
r
∆
σ
−=
2
*
e
2
3
3
16
v
G
G
∆
πσ
−=∆
*
.
(2.4.2)
Portanto, embriões de raio menor que
*
r
são instáveis e se re-
dissolvem; enquanto aqueles de raio maior que
*
r
são estáveis (denominados
núcleos) e tendem a crescer.
A partir da definição, a variação de energia livre de Gibbs é dada por
S
T
H
G
∆
−∆=∆ onde
H
∆
e
S
∆
são as diferenças de entalpia e entropia
molares entre as fases sólido e líquido superesfriado. Supondo estas duas
grandezas serem independentes da temperatura na vizinhança de
obtém-
se:
m
T
(
)
(
)
mlmcm
TGTGG ∆−∆=∆
.
(2.4.3)
Logo, pode-se expressar a entalpia de fusão
m
S
∆
por:
m
m
mmmm
T
H
SSTH
∆
=∆⇒∆−∆= 0 .
(2.4.4)
A energia interfacial é representada pela expressão de Turnbull-Skapski
[TURNBULL, 1950; SKAPSKI, 1948]:
3
2
mA
m
VN
H
∆α
=σ
,
(2.4.5)
onde
representa a entalpia de fusão, é o número de Avogadro e
m
H∆
A
N
α
um parâmetro empírico adimensional, com valores entre
e para vidros
silicatos. Fisicamente,
40, 60,
α
corresponde ao número de camadas
19
monomoleculares por unidade de superfície do cristal que seriam fundidas em
com uma energia livre superficial igual a
m
T
σ
.
A taxa de formação de núcleos é estimada pelo produto do número de
núcleos críticos presentes por unidade de volume pela velocidade com que os
átomos são ligados ao núcleo. Portanto, para sistemas condensados, a taxa de
nucleação, segundo ZANOTTO & JAMES [1985] é dada por:
()
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
∆+∆
−=
RT
GG
vNI
D
v
*
exp
0
,
(2.4.6)
onde:
é a energia livre de Gibbs para formar um núcleo de tamanho
crítico, ou seja, a barreira termodinâmica (
); e
*
G∆
J/mol
D
G
∆
é a barreira cinética
para a nucleação, ou a energia livre de ativação para nucleação (difusão) (em
). J/mol
O fator pré-exponencial
0
vNA
vn
≅
geralmente encontra-se entre
, sendo o número de unidades estruturais da fase
cristalizada por unidade de volume do líquido (
) e a
freqüência de vibração fundamental ( ).
134241
sm 10
−−−
v
N
32928
m 10
−−
≈
0
v
113
s 10
−
Considerando o intervalo de temperaturas onde as taxas de nucleação
foram medidas pode ser expresso por:
n
A
h
TkN
A
Bv
n
=
,
(2.4.7)
onde
é a Constante de Planck. Esta equação é utilizada para a
determinação do fator pré-exponencial teórico.
h
Supondo que o transporte de matéria via interface núcleo-matriz seja
controlado por difusão,
pode ser expresso em termos do coeficiente de
difusão efetivo
D
G∆
D
. Então:
20
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
∆
λ=
Tk
G
vD
B
D
exp
2
0
,
(2.4.8)
onde é o salto atômico, ou distância de salto, da ordem do parâmetro de
rede do cristal. O coeficiente de difusão pode estar relacionado com a
viscosidade,
, através das equação de Eyring, dada por:
λ
η
λη
=
Tk
D
B
.
(2.4.9)
A relação acima provém da proposta de EYRING [1936], que resulta
numa relação entre difusão e viscosidade de elementos estruturais em um
líquido.
Combinando as Eqs. 2.4.6-8 obtêm-se a seguinte equação para a taxa
de nucleação homogênea no regime estacionário:
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
∆
−
ηλ
=
Tk
G
TkN
I
B
Bv
*
exp
3
,
(2.4.10)
onde
é a barreira de nucleação. Para núcleos esféricos, é
dada por:
TkG
B
/
*
∆
*
G∆
2
23
3
16
G
V
G
m
∆
πσ
=∆
*
,
(2.4.11)
pois foram considerados neste caso núcleos esféricos, e os termos da barreira
termodinâmica
são dados por
*
G∆
σ
, que é a energia livre interfacial por
unidade de área entre as fases cristal e líquido, em (
2
J/
m
); é volume molar
m
V
21
da fase cristalina (
/mol
m
3
); e G
∆
é a diferença de energia livre entre as fases
cristal e líquido (
). J/mol
Já a nucleação heterogênea ocorre em sítios preferenciais, tais como:
contornos de fases, interfaces cristal-líquido, inclusões, discordâncias ou
partículas de impurezas existentes no vidro.
A taxa de nucleação heterogênea sobre um substrato sólido em um
líquido super-resfriado, segundo JAMES [1985] é dada por:
(
)
⎥
⎦
⎤
⎢
⎣
⎡
∆+∆
−=
Tk
GG
h
Tk
NI
B
vh
B
sh
*
exp
,
(2.4.12)
onde
é o número de unidades estruturais do líquido em contato com o
substrato por unidade de área. A energia livre de ativação para tal nucleação é
definida por:
s
N
()
θ∆=∆ fGG
h
**
,
(2.4.13)
onde:
()
4
32
3
θ+θ−
=θ
coscos
f
,
(2.4.14)
é a função ângulo de molhamento e
v
mlc
G
V
r
∆
σ
=
2
*
.
(2.4.15)
Portanto, o raio crítico
*
r
para uma calota semi-esférica é
aproximadamente igual ao de uma esfera formada na nucleação homogênea.
Todavia, a energia livre
envolvida na formação de tal calota é menor, pois
*
h
G∆
22
(
)
1≤θf
para . Pode-se então concluir que a presença de uma
superfície estranha causa a redução da barreira termodinâmica para a
nucleação.
π≤θ≤0
2.5. CRESCIMENTO DE CRISTAIS
As considerações teóricas sobre a descrição do crescimento de cristais
baseiam-se em três modelos gerais, fundamentados no tipo de interface
líquido-cristal e na natureza dos sítios ativos para cristalização [NASCIMENTO,
2004]: (
) normal (ou contínuo); (
ii
) crescimento determinado por processos
de formação de núcleos bidimensionais e subseqüente aumento; (
iii
)
crescimento mediado por discordâncias em espiral. Por brevidade serão
considerados apenas o primeiro e o último mecanismos. Maiores detalhes em
GUTZOW & SCHMELZER [1994].
i
2.5.1. CRESCIMENTO NORMAL
Este modelo supõe a interface como rugosa em escala atômica, onde a
probabilidade de um átomo (ou molécula) ser adicionado ou removido de um
determinado sítio é a mesma para todos os outros na interface, e a fração
f
desses sítios disponíveis por unidade de área não varia apreciavelmente com a
temperatura.
Considere uma interface líquida superesfriado/cristal. Para que estes
átomos atravessem
λ, eles precisam vencer uma barreira de energia cinética
(e dependendo da fase, também a barreira de energia termodinâmica
D
G∆
cl
GGG −=∆ ). As freqüências de saltos do líquido superesfriado para o
cristal,
, e vice-versa, , são dadas pelas expressões:
lc
v
cl
v
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
−ν=
RT
G
v
D
lc
∆
0
exp
e
(2.5.1)
23
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛+∆
−ν=
RT
GG
v
D
cl
∆
0
exp
,
onde é a freqüência de salto fundamental. A taxa de crescimento de cristais
seria então
0
ν
(
)
cllc
vvu −λ=
. Realizando as substituições obtém-se:
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−−
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
−λν=
RT
G
RT
G
u
D
∆
1
∆
0
expexp
,
que pode ser expressa por
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
∆
−−
λ
=
RT
G
D
u
u
exp1
,
(2.5.2)
onde
é expresso como um coeficiente de difusão efetivo das unidades
estruturais. Desta forma o mecanismo de crescimento normal é tratado como
um modelo onde átomos podem ser adicionados ou retirados da interface
líquido-cristal considerando os processos moleculares individuais como simples
processos de ativação por saltos.
u
D
2.5.2. CRESCIMENTO POR DISCORDÂNCIAS EM ESPIRAL
A taxa de crescimento
neste modelo é bastante similar ao
crescimento normal, a diferença surgindo apenas pelo fator
u
f
:
⎥
⎦
⎤
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
∆
−−
λ
=
RT
G
D
fu
u
exp1
,
(2.5.3)
onde
é um coeficiente de difusão efetivo;
u
D
λ
é o diâmetro médio das
“unidades moleculares”, que pode ser equivalente à distância de salto, ou ao
24
parâmetro de rede;
é a energia livre de Gibbs; a fração de sítios G∆
f
de
crescimento de cristais é dada por [NASCIMENTO, 2004]:
mm
T
T
V
G
f
π
∆
≈
πσ
∆λ
=
24
,
(2.5.4)
onde a aproximação é obtida a partir da equação de Turnbull-Skapski para
σ
(energia interfacial líquido-cristal):
3
2
Amm
NVH /∆α=σ
, e é
denominado como resfriamento a partir do líquido.
TTT
m
−=∆
2.6. TEORIA CINÉTICA GERAL PARA A FORMAÇÃO DE VIDROS
Quão rápido deve um liquido ser resfriado para que ele vitrifique? A fim
de responder esta questão UHLMANN [1972, 1983] partiu da teoria formal de
cinética de transformação de fases (Teoria
JMA
K
) desenvolvida por
JOHNSON & MEHL [1939], AVRAMI [1939, 1940, 1941] e KOLMOGOROV
[1937]. Esta teoria afirma que, no tratamento da cristalização parcial de uma
amostra inicialmente amorfa, a fração volumétrica cristalizada,
, no tempo
c
X
t
pode ser expressa por:
() ()()
⎪
⎭
⎪
⎬
⎫
⎪
⎩
⎪
⎨
⎧
′
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
′
−=
∫∫
′
tddtTutIgtTX
m
tt
t
c
0
1 exp,
,
(2.6.1)
onde
g
é um fator geométrico, o parâmetro de Avrami (que depende do
mecanismo e da morfologia dos cristais),
m
I
a taxa de nucleação por unidade
de volume (homogênea) e a taxa de crescimento dos cristais. No processo
de cristalização podemos ter várias fases em formação. Cada conjunto de
parâmetros descreve a formação de uma fase cristalina formada nos vidros.
u
Nesta teoria, considerou-se que não existe unicamente uma única fase
vítrea e que não temos inomogenidades localizadas nos vidros, Supõe-se,
25
também, uma fração volumétrica de aproximadamente
como limite de
cristalinidade detectável por raios
%,10
X
. Tecnicamente para abaixo deste limite
pode-se assegurar que houve vitrificação. A taxa de resfriamento que produz
esta fração de cristais é denominada taxa critica de resfriamento
tTq
cr
/
∆
=
(em sistemas de nucleação homogênea). Desta forma, de acordo com a teoria
JMA
K
são três os fatores decisivos na vitrificação: a taxa de nucleação
I
, a
taxa de crescimento
e a relação entre u
I
, u e .
c
X
Supondo um processo isotérmico de cristalização (onde
I
e u são
constantes), que a fração cristalizada seja pequena, que os cristais sejam
isotrópicos (por exemplo, com formatos esféricos,
34 /
π
=
g
) e , então
temos que
[CABRAL, 1995].
3=m
()
43
3 tIuX
c
/π=
2.7. PARÂMETROS DE VITRIFICABILIDADE E DE ESTABILIDADE VÍTREA
Na fabricação de uma fibra óptica, qualquer que seja o processo usado,
quase sempre se aquece o material, até, ou acima de uma temperatura
chamada de “temperatura de amolecimento” (
) que fica situada entre a
temperatura de transição vítrea (
) e a temperatura de cristalização ( ). O
valor desta temperatura de amolecimento dependerá da composição do vidro.
a
T
g
T
c
T
Após o material ter atingido esta temperatura de amolecimento e em
seguida se estirar a fibra óptica, pode acontecer processos de nucleação e
cristalização deste material. Este material (totalmente ou parcialmente)
cristalizado, em dependência da propriedade procurada, pode ser inadequada
para fabricação de fibras ópticas por apresentar propriedades físicas que
contrastam com as propriedades desejadas para uma fibra, por exemplo, valor
constante do índice de refração ao longo de um eixo paralelo ao núcleo da fibra
e (relativa) alta resistência mecânica.
Resumindo, em geral, na fabricação de uma fibra óptica deve-se escolher um
material que não se cristalize com facilidade. Para isto deve-se levar em
consideração, na escolha deste material, um importante fator chamado de
“habilidade de formação vítrea (
) – ‘glass forming ability’, ou habilidade de GFA
26
vitrificação que pode ser entendido como a “facilidade de vitrificar um líquido
durante o resfriamento”, e é um parâmetro de difícil estimativa.
Recentemente foi sugerido que o cálculo de
envolve a taxa
critica de resfriamento , e que este está fortemente relacionado ao número
de sítios de nucleação heterogênea por unidade de área e à taxa de
crescimento de cristais
GFA
cr
q
s
N
(
)
Tu , assumindo uma fração cristalizada de
[NASCIMENTO, 2005]. A habilidade de formação de vidros é baseada a partir
da Teoria
c
X
%,10
JMA
K
[JOHNSON e MEHL, 1939; AVRAMI, 1939, 1940, 1941;
KOLMOGOROV, 1937] pela expressão:
()
∫
=
m
g
T
T
c
s
cr
dTTu
X
gN
q
,
(2.7.1)
onde é um parâmetro que envolve a forma do cristal (morfologia). Nesta
teoria assume-se que a nucleação ocorra a partir da superfície (heterogênea),
portanto não envolvendo
g
I
, e sim .
s
N
De fato, a Eq. 2.7.1 indica que quanto maior a taxa de crescimento de
cristais, maior deverá ser a taxa de resfriamento
(em K/s). Esta expressão
é uma nova proposta de cálculo de [NASCIMENTO, 2005].
cr
q
cr
q
O é um fator em geral difícil de ser calculado (embora também
possa ser medido), pois envolve medidas das taxas de nucleação e de
crescimento de cristais. O fator
está fortemente relacionado a outro
critério de mais fácil medição, chamado de parâmetro de estabilidade vítrea
(‘glass stability’), ou
G
cr
q
GFA
S
. O parâmetro G
S
é uma “medida da resistência à
devitrificação durante o
aquecimento”, e em geral envolve apenas medidas
termodinâmicas de fácil obtenção, como
, (temperatura de início de
cristalização),
(temperatura do pico de cristalização) e .
g
T
x
T
c
T
m
T
27
Existem mais de uma dúzia de critérios de parâmetros
G
S
, em geral
envolvendo duas (ou mais) das propriedades termodinâmicas citadas (
, ,
e ). Buscando concisão na apresentação das idéias desta dissertação,
são citados apenas cinco dos parâmetros
G
g
T
x
T
c
T
m
T
S
mais utilizados:
gx
TTK /= .
Parâmetro de autor desconhecido. (2.7.2)
gxA
TTK −= .
Parâmetro atribuído a Angell. (2.7.3)
m
gx
W
T
TT
K
−
=
.
Parâmetro de Weinberg.
(2.7.4)
mg
x
LL
TT
T
K
+
=
.
Parâmetro de Lu e Liu.
(2.7.5)
xm
gx
H
TT
TT
K
−
−
=
.
Parâmetro de Hrüby.
(2.7.6)
Em geral, nos parâmetros
G
S
às vezes utiliza-se ao invés de .
Maiores detalhes da aplicação destes parâmetros podem ser obtidos em
NASCIMENTO [2005]. O fato é que quanto maior a
GFA de um material,
menor será
G
c
T
x
T
S
. Em termos físicos, o parâmetro de Angell (Eq. 2.7.3) pode
fornecer uma melhor compreensão do significado de
G
S
: quanto menor a
diferença
gx
TT
−
, mais facilmente ocorrerá o inicio da cristalização do
material. Este fato (a cristalização), do ponto de vista tecnológico, visando à
produção de fibras ópticas e guias de onda, deve ser evitado, como foi dito
anteriormente. Deve-se buscar composições de novos materiais sempre tendo
em vista aqueles aos quais se pode obter maiores valores de
G
S
, e desta
forma menores valores de
. GFA
28
2.8. GUIAS DE ONDAS
Denomina-se “guia de onda” a qualquer estrutura que tem como
finalidade “guiar” ondas eletromagnéticas ao longo de determinadas direções
do espaço. Impulsos luminosos apresentam maiores vantagens do que
impulsos elétricos na transmissão de dados, inclusive em longas distâncias
[VOGEL, 1994]. Existem vários tipos de guias de onda, por exemplo, a fibra
óptica, que é constituída de materiais bastante transparentes. Tais fibras
baseadas, por exemplo, em vidros fosfatos apresentam, atualmente,
excelentes propriedades [PATEL et al., 2004]. Ao que parece, o primeiro artigo
a vincular tais vidros fosfatos como candidatos a guias de ondas deve-se a
HONKANEN et al. [1992].
2.9. FIBRAS ÓPTICAS
Fundamentalmente uma fibra óptica tem a seguinte estrutura: um núcleo
de índice de refração maior e uma casca, à volta deste núcleo com índice de
refração menor. A luz sofre reflexão interna na fronteira entre a casca e o
núcleo, e se propaga ao longo da fibra. Apresenta ainda os benefícios
adicionais de serem fabricadas em pequenos diâmetros, grandes extensões
(chegando a mais de 100 km), pequeno peso, baixa atenuação do sinal,
flexibilidade, relativo baixo custo e imunidade às interferências
eletromagnéticas [OLSHANSKY, 1979]. As fibras ópticas podem ser estiradas a
partir de duas formas básicas [GORVENIA, 2004]:
a) MÉTODO DE EXTRUSÃO: a amostra vítrea, da qual se quer fabricar a fibra
óptica, é alojada num compartimento da câmara de extrusão de uma “torre de
estiramento”. Tal amostra, após atingir a temperatura desejada, dá início ao
processo pelo avanço do pistão de pressão, que a força a passar por um furo,
com diâmetro apropriado, numa matriz da máquina. Desta forma obtém-se a
fibra óptica.
b) MÉTODO “ROD IN TUBE”: este é o método mais utilizado na produção
comercial de fibras ópticas. Nele o núcleo é constituído na forma de um cilindro
29
e logo depois de envolvido por uma casca. A junção casca-nucleo ocorre após
tratamento térmico, formando assim a fibra óptica.
Fibras ópticas, utilizadas como padrão em comunicações, operam nos
comprimentos de onda em torno de
850, 1300 e 1550 nm, denominados de
Primeira, Segunda e Terceira “Janelas Ópticas”, respectivamente [RIBEIRO,
2003]. Esses comprimentos de onda são utilizados na transmissão de sinais
por apresentar baixos coeficientes de atenuação para os comprimentos de
onda maiores que
850 nm. Já a dispersão cromática, que é outro fenômeno
que provoca a perda de sinais ópticos, é diretamente proporcional ao
comprimento de onda. Excelentes históricos da evolução das fibras ópticas e
seu processamento podem ser encontrados em GAMBLING [1980] e BEALES
& DAY [1980].
2.10. AMPLIFICADOR ÓPTICO
Na transmissão de sinais ópticos a longas distâncias torna-se
necessário a utilização de amplificadores [VOGEL, 1994]. A maioria dos
sistemas utiliza-se amplificação eletrônica, em que ocorre perda na qualidade
do sinal no processo de conversão óptico/eletrônico/óptico. Entretanto, um
amplificador óptico simplesmente amplifica o sinal sem a necessidade da
ocorrência de conversões, em que torna esse sistema mais simples, confiável e
de baixo custo. Tal amplificação do sinal se dá principalmente com a dopagem
de terras raras, como o érbio. Um exemplo recente de aplicação considerando
sistemas vítreos à base de fosfatos foi realizado por SENESCHAL et al. [2005].
2.10.1. FUNCIONAMENTO DO AMPLIFICADOR
O funcionamento de um amplificador óptico baseia-se no fenômeno da
“emissão estimulada”. Seja um átomo inicialmente num estado excitado (
2) e o
fóton incidente com uma energia (
hν) exatamente igual à energia de transição
(
E
2→1
, ver Fig. 2.3). O campo eletromagnético associado ao fóton estimula o
átomo, ou seja, ao interagir com o elétron provoca o decaimento para o nível
30
(1), ocorrendo assim a emissão de um outro fóton na mesma direção, sentido e
com a mesma fase que o fóton incidente [TIPLER, 1999].
Figura 2.3. Diagrama esquemático de emissão estimulada.
Considere, agora, o esquema de um amplificador óptico (Fig. 2.4),
composto por uma fibra óptica dopada com érbio (que é o elemento
responsável em promover a emissão estimulada) e uma fonte de
bombeamento (responsável em aumentar a população do nível (
2) da Fig. 2.3).
Figura 2.4. Esquema de um amplificador óptico dopado com érbio.
A partir da Fig. 2.4 percebe-se que o sinal a ser amplificado, com baixa
amplitude, chega à fibra óptica dopada com érbio e sai com uma amplitude
maior. Isto se dá porque o érbio, cuja população do nível (
2) é muito alta,
devido à fonte de bombeamento, promove a “emissão estimulada” ao emitir
fótons coerentes com o sinal incidente [RIBEIRO, 2003].
31
É importante salientar que quando um elétron está no nível excitado (2),
terá duas formas de decair para o nível (1): a primeira é chamada “emissão
espontânea”, que pode ocorrer a qualquer instante e que provoca ruídos na
saída do amplificador, já que tal tipo de emissão não é “coerente” com o sinal a
ser amplificado; a segunda é a já citada “emissão estimulada”. Para reduzir a
“emissão espontânea” é necessário que o elétron excitado no nível (
2) tenha o
maior tempo de vida possível naquele nível. Quando um nível possui um
grande tempo de vida (da ordem de ms, já que a maior parte das transições
são da ordem de µs) dizemos que tal nível é “metaestável”. Portanto, um
amplificador óptico só funcionará com maior eficiência quando o nível (
2) for
“metaestável”, por garantir menor intensidade de ruído na saída do
amplificador.
Outro fator importante a considerar é que o “bombeamento”, que tem
como objetivo aumentar a população do nível (
2), normalmente segue um
caminho em que primeiro se leva o elétron do nível (
1) para um outro nível, por
exemplo, o nível (3) (quando este não é “metaestável”, para que decaia
rapidamente) e em seguida para o nível (
2). Este sistema é chamado de
”sistema de três níveis”. Há ainda sistemas possíveis de quatro níveis.
2.11. O ÉRBIO
O érbio, elemento químico da série dos lantanídeos, de número atômico
68, possui a seguinte distribuição eletrônica: [Xe] 4f
12
6s
2
. O nível
“metaestável” de interesse para aplicação nos amplificadores ópticos aparece
devido principalmente aos elétrons do orbital incompleto
4f
N
. Este orbital é
blindado externamente pelos orbitais
5s
2
5p
6
6s
2
. Tal blindagem é importante,
pois implica que o campo cristalino do material hospedeiro promova pouca
influencia neste orbital
4f
N
[GORVENIA, 2004].
Em geral, quando dopa-se um material com érbio (
Er) este atua na
forma do íon mais estável Er
3+
, perdendo os dois elétrons da camada 6s
2
e um
elétron da camada
4f
12
[SAMPAIO, 1997]. Os níveis de energia neste íon Er
3+
32
podem ser calculados pela Teoria de Hartree-Fock, onde se leva em
consideração a interação eletrostática entre os elétrons do orbital
4f
11
. Em tal
cálculo considera-se apenas os orbitais incompletos, a interação spin-órbita e
despreza-se o campo cristalino do material hospedeiro [ATKINS, 1999]. Os
níveis de energia são obtidos e pode-se agrupá-los como apresentado na Fig.
2.5 [RIBEIRO, 2003].
Figura 2.5. Diagrama esquemático representativo dos níveis de energia para o érbio.
Estão indicados os valores de energia para o deslocamento do nível fundamental para
os estados excitados (AEN: valores para retirar os elétrons a partir do nível neutro
[RIBEIRO, 2003]).
Pode-se observar na Fig. 2.5 que o nível fundamental do
Er
3+
é o nível
4
I
15/2
e o nível “metaestável”, cujo tempo de vida é da ordem de 10 ms,
corresponde ao nível
4
I
13/2
. A transição de interesse, correspondente a
“emissão estimulada” citada anteriormente, é a
4
I
13/2
→
4
I
15/2
, cujo
33
comprimento de onda é 1530 nm. Este comprimento de onda corresponde a
um dos valores mais usados na transmissão de informações (que corresponde
a uma das janelas ópticas). Segundo RIBEIRO [2003] quando o bombeamento
é usado nos comprimentos de onda de
980 nm e 1480 nm, haverá maior
eficiência do amplificador. Estes valores correspondem às transições
4
I
15/2
→
4
I
11/2
e
4
I
15/2
→
4
I
13/2
.
Na elaboração de uma fibra óptica dopada com érbio a concentração
deste dopante deve ser adequada, pois se for pequena haverá pouco ganho do
amplificador, e se excessiva implicará numa menor distância entre os íons e
neste caso poderão surgir dois fatores negativos:
1) afetará o tempo de vida dos elétrons em cada nível;
2) haverá perdas devido à interação íon-íon (ao qual atribui-se a denominação
de quenching) [GORVENIA, 2004].
As perdas devido à interação íon-íon podem ser de dois tipos:
RELAXAÇÃO CRUZADA: Um íon, no seu estado fundamental, ao receber um
fóton, sofre uma transição para um nível metaestável “
c”. Ao decair para um
nível intermediário “
b”, emite um fóton correspondente à transição, que é
absorvido por um outro íon, também no seu estado fundamental. A seguir
ocorre transição para um outro nível, por exemplo, o nível “
b”. Quando o “gap”
de energia entre estados é pequeno, ambos os íons decaem não
radiativamente ao estado fundamental. Como resultado disto, parte da energia
de excitação é convertida em calor.
Tal processo ocorre via interações multipolares. A taxa de relaxação
cruzada torna-se grande a altas concentrações e o tempo de vida da emissão
de uma transição do estado metaestável “
c” é mais curto quando há um
processo de relaxação cruzada entre os íons. Este processo de “quenching” se
manifesta como um decaimento não exponencial que é independente da
potência de bombeio, pois somente um íon excitado é necessário para a
34
relaxação cruzada. Medidas da dependência do tempo de vida com a faixa de
concentração pode estabelecer qual a faixa da mesma onde este fenômeno
ocorre.
Figura 2.6. Diagrama esquemático dos processos de relaxação cruzada (i) processo
de excitação e (ii) processo de transferência de energia [GORVENIA, 2004].
CONVERSÃO ASCENDENTE COOPERATIVA: Dois íons em seus estados
fundamentais, ao receber um fóton cada um, sofrem transições até um nível
intermediário “
b”. Um dos íons pode sofrer um decaimento espontâneo, para o
nível fundamental. Com isso há emissão de um fóton, que é absorvido pelo
outro íon que sofrerá uma transição de “
b” para “c” (Fig. 2.7).
Como a conversão ascendente cooperativa necessita de dois íons
interagindo no estado excitado, não é evidente em baixos níveis de bombeio.
Surge somente com altos níveis de bombeio e pode ser observado um
decaimento não exponencial da emissão do estado excitado
b. Tal
comportamento foi observado e evidências posteriores foram encontradas no
registro da conversão ascendente da emissão
4
I
11/2
do Érbio em 980 nm com
bombeio em
1480 nm [GORVENIA, 2004] em sistemas à base de teluretos.
35
Figura 2.7. Diagrama esquemático dos processos de conversão ascendente
cooperativa (i) processo de excitação por dois íons e (ii) processo de transferência de
energia [GORVENIA, 2004].
A dependência da potência de bombeio dos mecanismos de conversão
ascendente tem conseqüências importantes para amplificadores de três níveis,
pois os processos de “quenching” são mais deletérios em altos estados de
população excitada, sendo assim necessário para atingir alto ganho e boa
razão sinal/ruído.
2.12. REGRAS DE TRANSIÇÃO EM TERRAS RARAS
Pelas Leis da Mecânica Quântica, transições entre estados 4f são
proibidas, as quais podem ser explicadas pelas Regras de Seleção. Para o
entendimento dessas regras realizou-se, inicialmente, um estudo resumido do
átomo com um elétron.
2.12.1 – ÁTOMO COM UM ELÉTRON
O átomo com um elétron é um sistema tridimensional, contendo duas
partículas, um núcleo e um elétron, que se movem sob influência de uma força
de atração de natureza elétrica. Sejam
, as massas do núcleo e do
elétron e
()
,
(
suas cargas, respectivamente.
1
m
2
m
Ze+
)
e−
A equação de Schrödinger, independentemente do tempo, para esse
caso é dada por [EISBERG, 1979; GASIOROWICZ, 1979]:
Ψ=Ψ+Ψ∇− EV
M
2
2
2
h
. (2.12.1)
onde
M
a massa reduzida, a constante de Planck, o potencial e h
V
E
a
energia do estado |
Ψ
.
Para estudar as transições nos orbitais de um átomo ou íon, pode-se
considerá-los como um sistema de referência em que o centro de massa esteja
em repouso, utiliza-se a equação de Schrödinger independentemente do
tempo.
36
Por se tratar de um problema de campo central, utiliza-se a técnica de
separação de variáveis para a função de onda, na forma:
()()()()
ϕ
θ
ϕ
θ
Φ
Θ
=Ψ rRr ,,
. (2.12.2)
Substituindo-se esta expressão na Equação (2.12.1) e resolvendo a
expressão resultante obtém-se como solução:
() ()
ϕ
θϕθ
imm
0
12
l
0
na
r
-
e cosP
2
2
e ,,
0
l
l
lnnlmnlm
na
r
L
na
r
Cr
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
=Ψ
+
+
, (2.12.3)
onde
, e são números quânticos (principal, orbital e magnético), são
constantes de normalização;
n l m
nlm
C
(
)
ρ
12 +
+
l
ln
L
são polinômios associados de Laguerre e
são funções associadas de Legendre.
()
xP
m
l
Toda a tríade de números quânticos é necessária para identificar as
autofunções, pois, a sua forma matemática depende do valor de cada tríade
quântica.
Reunindo as condições, em que satisfazem os números quânticos,
tem-se:
,...4,3,2,1=n
(2.12.4)
.1...,,...3,2,1,0 −= nl
(2.12.5)
.,1,2...,...,0...,...,2,1, llllllm
−
−
+−+−−=
(2.12.6)
2.12.2 – TRANSIÇÕES ESPECTROSCÓPICAS
A energia do elétron no nível
em um átomo pode ser dada por
[GASIOROWICZ, 1979; ATKINS, 1999]:
n
222
0
2
42
1
32 n
eZ
E
n
h
επ
µ
−= . (2.12.7)
37
Quando o elétron sofre uma transição (mudança de estado), passando
de um orbital com os números quânticos , para outro orbital (de energia
mais baixa) com os números quânticos
, sofre uma variação de
energia
111
,, mln
222
,, mln
E
∆
e o excesso da mesma aparece como um fóton de radiação
eletromagnética com a freqüência
υ
dada pela condição de Bohr, em que
υ
hE =∆
.
Porém, nem toda transição é permitida. Algumas são permitidas
enquanto outras são proibidas, por exemplo, de um elétron num orbital d
(
)
2
=
l
que não pode realizar uma transição para o orbital s
(
)
0
=
l
, pois o fóton não
carrega consigo o momento angular em excesso. Analogamente, um elétron no
orbital s não pode fazer uma transição para outro orbital s, pois não haveria
mudança do momento angular, capaz de compensá-lo.
As regras de seleção de um elétron no átomo são:
0;1 =∆±=∆ ml
(2.12.8)
2.12.3 – REGRAS DE SELEÇÃO
Pode-se obter a regra de seleção através do cálculo do valor esperado
do momento de dipolo da transição,
υ
hE
=
∆
, entre os estados inicial e final,
dado por:
if
fi
µµ
=
, (2.12.9)
onde
µ
é o operador do momento de dipolo elétrico. No caso de um átomo
monoatômico, o momento de dipolo elétrico é descrito da seguinte forma:
re
rr
−=
µ
. (2.12.10)
38
Se o valor esperado do momento de dipolo elétrico for nulo,
0
=
fi
µ
, a
transição é proibida e se for diferente de zero,
0
≠
fi
µ
, a transição é permitida e
a sua intensidade proporcional ao quadrado do módulo do momento de dipolo
da transição, por exemplo,
ife
zfiz
µµ
−=
,
∫
ΨΨ−=
τ
dze
if
*
; (2.12.11)
∫∫∫
∞+
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
−=
ππ
ϕθθ
π
µ
2
00
,0,1
*
,
2
0
,
*
,
2
1
,
3
4
ddsenYYYdrrRrRe
milimflflfnflfnffiz
. (2.12.12)
Pelas propriedades de harmônicos esféricos as integrais em
θ
d
e
ϕ
d
são nulas a menos que:
1±=
if
ll
; (2.12.13)
δ
±=
if
mm
. (2.12.14)
Ao considerar-se
0
=
δ
, as equações (2.12.13) e (2.12.14) podem ser
reescritas:
1±=∆l
; (2.12.15)
0=∆m
. (2.12.16)
Por exemplo, num elétron no orbital 4f, tem-se
3
=
l
. Neste caso, é
permitida a transição para
4
=
l
e/ou
2
=
l
(orbital d), entretanto, é proibida
para
(orbital f).
3=l
2.12.4 – TEORIA DE JUDD-OFELT - PARÂMETROS DE INTENSIDADE Ω
λ
Pelas Leis da Mecânica Quântica, a transição via dipolo-elétrico entre
estados 4f, dentro de uma mesma configuração são proibidas (Regra de
Laporte). Essa proibição ocorre porque todos os níveis de uma mesma
39
configuração possuem mesma paridade para suas funções de onda. Porém,
pelas transições observadas experimentalmente, formulou-se um modelo
teórico explicativo. Somente em 1962, os pesquisadores Bryan R. Judd e G. S.
Ofelt, independentemente, chegaram a um modelo que reproduziu
satisfatoriamente os resultados experimentais, utilizando-se, nos cálculos,
funções de onda que continham as misturas de estados 4f. Este modelo ficou
conhecido como a Teoria de Judd-Ofelt (JO).
Neste trabalho de pesquisa é de fundamental importância justificar
todas as transições observadas experimentalmente, para isso será descrita, de
forma sucinta, a Teoria de Judd-Ofelt, que trata de transições eletrônicas em
íons de Terras Raras (TR), elaborada por B. Judd e G. Ofelt em 1962.
2.12.5 – PROBABILIDADES DE TRANSIÇÃO
Antes de 1962 as transições eletrônicas por dipolo elétrico nos íons TR
não eram explicadas. Isto acontecia porque o operador de dipolo elétrico é
ímpar e os estados da configuração 4f
N
e 4f
N-1
5d têm a mesma paridade. As
regras de seleção para os mesmos são [ZONETTI, 1999]:
1,0;1,0;0
±
=
∆±
=
∆=∆ JLS
, (2.12.17)
exceto para as transições de
0'0
=
→
=
JJ
, onde e são, respectivamente,
os números quânticos do momento angular total dos estados fundamental e
excitado,
número quântico do spin e
J 'J
S
L
número quântico do momento
angular orbital total [GASIOROWICZ, 1979; ATKINS, 1999]. Estas regras de
seleção não funcionam para os íons TR, a exemplo das transições
4
F
3/2
Æ
4
I
9/2
(Nd
3+
; ) e
4=∆J
4
S
3/2
Æ
4
I
15/2
(Er
3+
;
6
=
∆
J
) que são proibidas, mas apresentam
fortes emissões.
Em 1962, B. Judd e G. Ofelt, trabalhando separadamente, elaboraram
um modelo no qual levaram em conta as contribuições dos termos de paridade
ímpar da expansão do potencial cristalino na função de onda da configuração
4f
N
. Tais termos misturam as funções de onda da configuração 4f
N
com aquelas
40
das configurações 4f
N-1
5d. Desta forma, as funções ficam sem paridade
definida, ou seja, não são nem pares nem ímpares e os elementos de matriz do
operador de momento de dipolo da transição podem ser não nulos. O próximo
item apresenta rapidamente o procedimento adotado por Judd e Ofelt, cujos
detalhes dos cálculos podem ser encontrados na literatura [ZONETTI, 1999].
2.12.6 – TEORIA DE JUDD-OFELT
Íons inseridos em hospedeiros sólidos são submetidos às interações
com as cargas elétricas encontradas no interior desses materiais. O campo
gerado pelos átomos da rede resulta no chamado potencial do campo cristalino
, que pode ser escrito como uma série de harmônicos esféricos, da seguinte
forma:
cc
V
),(
12
4
,
2/1
,
, iipt
i
t
i
pt
ptcc
Y
t
rAV
ϕθ
π
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
+
=
∑∑
, (2.12.18)
em que são parâmetros de intensidade das componentes do campo
cristalino,
é a coordenada radial do i-ésimo elétron,
pt
A
,
i
r
),(
, iipt
Y
ϕ
θ
é o
componente
do harmônico esférico de ordem t,
p
i
θ
e
i
φ
são coordenadas
angulares do i-ésimo elétron.
A Eq. 2.12.18 pode ser separada em termos com paridade par e ímpar
da seguinte forma:
),(
14
4
),(
14
4
,
2/1
,,
,,
2/1
,,
, iipt
t
i
ímpart
ipt
ptiipt
part
ipt
t
iptcc
Y
t
rAY
t
rAV
ϕθ
π
ϕθ
π
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
+
+
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
+
=
∑∑
==
; (2.12.19)
ímparparc
VVV +=
. (2.12.20)
Então, a hamiltoniana do sistema pode ser escrita como:
41
ímparpar
VVHH ++=
0
, (2.12.21)
em que
é um operador de paridade par, no qual, estão incluídas as
interações eletrostáticas e de spin-órbita do íon livre. Os termos ímpares,
,
misturam os estados enquanto os pares, V , geram a degenerescência dos
níveis Stark. Como conseqüência, as transições via dipolo-elétrico agora
seriam permitidas, corroborando com as observações experimentais.
0
H
ímpar
V
par
Para obter nova expressão para a probabilidade de transição, faz-se
necessário definir dois estados:
∑
= JMfJMa
N
a
ψψηφ
);(
(2.12.22)
e
∑
′′′′′′
= MJfMJb
N
b
ψψηφ
);(
, (2.12.23)
em que
a
e
b
são números quânticos do estado de cada valor de energia, os
quais podem sofrer uma pequena mistura devido ao campo ligante, desta
maneira obtendo-se um estado perturbado do tipo:
∑
′′′′′′′′′′′′
= MJfMJ
N
ψψβηφ
β
);(
. (2.12.24)
A configuração
resulta em dois estados de paridade não
definidas, dados por:
''
1
lnnl
N−
∑
−
+=
β
β
β
β
φ
φφ
φ
EE
V
A
a
cca
a
; (2.12.25)
∑
−
+=
β
β
β
β
φ
φφ
φ
EE
V
B
b
bcc
b
, (2.12.26)
42
onde
, e são as energias dos estados
a
E
b
E
β
E
a
φ
,
b
φ
e
β
φ
,
respectivamente, no qual o índice
β
se refere a todos os números quânticos
da configuração excitada.
O operador de dipolo elétrico é dado por:
()
i
i
i
CreP
1
ρ
∑
−=
r
, (2.12.27)
onde
é a carga do elétron e são operadores tensoriais, cujo potencial do
campo ligante pode ser escrito na forma:
e
1
ρ
C
() ()
k
q
q
k
k
k
q
q
k
kq
k
cc
CBiCAiV
−
+= . (2.12.28)
O elemento de matriz para o operador dipolo elétrico, baseado nas
referidas funções de onda, pode ser dado por:
∑∑
−
+
−
=
β
β
ββ
β
β
ββ
φφφφφφφφ
EE
PV
EE
VP
BPA
b
bccb
a
acca
r
r
, (2.12.29)
onde o somatório é feito sobre todos os estados.
Tanto dos valores de
quanto os estados de energia das
configurações excitadas bem como os elementos de matrizes da Eq. 2.12.29
são difícil cálculo. Também é problemático obter-se boas funções de onda em
R, e por essas razões a Eq. 2.12.29 não pode ser calculada. Para solucionar
esse problema, Judd e Ofelt, propuseram algumas aproximações:
k
q
B
β
E
• A troca de
1
ρββ
φφ
CC
k
q
pelo operador tensorial , em que
()
t
qp
U
+
(
)
t
é par;
• As configurações excitadas de paridades opostas e a 4f
N
são
consideradas como degeneradas, com um valor médio de
43
separação de energia, ou seja, a diferença de energia
interconfiguracional é aproximadamente igual à diferença de
energia entre os baricentros das configurações 4f
N
– 4f
N–1
5d, ou
seja,
(
)
(
)
medba
EEEEE
=
−
=
−
ββ
, o que é chamado de Método do
Denominador de Energia Média;
• A aproximação considera que todos os estados M
j
do estado
fundamental são igualmente populados.
Após tais aproximações, a Eq. 2.12.29 torna-se:
()
∑
+
=
q
z
N
qz
N
JJLSlUSLJJlqYBPA
,
''''',,
λ
λ
ρ
γγρλ
; (2.12.30)
() () ( )
()
∑
⎭
⎬
⎫
⎩
⎨
⎧
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
+−
+−−=
+
k
k
q
k
q
med
lnrnleBlCllCln
lkl
ll
qq
kl
E
qY ''''
'
121
2
,,
1
λ
ρρ
λ
λρλ
ρ
onde é o operador tensorial que liga os estados J e J’, o
símbolo 3J e
o 6J.
λ
ρ
q
U
+
()
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
+− qq
kl
ρρ
λ
⎭
⎬
⎫
⎩
⎨
⎧
'lkl
ll
λ
Assim, obtém-se uma expressão considerada de fácil solução, pois os
parâmetros do campo cristalino, as integrais radiais
(
(
)()
drrRrrRlnrnl
lnnl
∫
=
''
''
, sabendo-se que a função radial é da forma
) e a energia média de separação estão todas incluídas nos
parâmetros fenomenológicos
()
rRr
nl
1−
(
)
ρ
λ
,, qY
.
Após as aproximações, as regras de seleção para os íons TR,
decorrentes da teoria de Judd-Ofelt, podem ser obtidas a partir da triangulação
da teoria convencional
'' JJJJ +≤≤−
λ
, constituindo-se um dos fatos mais
relevantes ao êxito para resultados experimentais [WEBER, 1967].
Assim, as novas regras de seleção para os íons TR podem ser dadas
por:
44
1±=∆l
, , ,
0=∆S lL 2≤∆ lJ 2
≤
∆
; (2.12.31)
0=∆S
, , , (2.12.32)
0=∆L
1,0 ±=∆J
onde as relações das Eq. 2.12.31 e 2.12.32 são, respectivamente,
correspondentes às transições via dipolos elétrico e magnético.
A força de oscilador de dipolo elétrico definida por Judd é descrita da
seguinte forma:
2
)',( JfUJfETJJf
NN
par
DE
ψψ
λ
λ
λγ
′′
Ω=
∑
=
(2.12.33)
com
()
()
),(12
)12(3
128
2
λλχ
λπ
γ
kB
Jh
m
T
k
kDE
Ξ+
+
+
=
∑
, (2.12.34)
onde
E
é o número de onda,
n
n
DE
9
)2(
22
+
=
χ
o fator de correção de Lorentz
para um meio dielétrico e
),(
λ
kΞ
dado em termos dos símbolos 3-j e 6-j vista
como:
''''
000
'
000
'1
'
1
)1)(1'2)(12(
2
),(
','
'
lnrnllnrnl
lklll
lll
k
ll
E
k
k
ln
ll
med
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⎭
⎬
⎫
⎩
⎨
⎧
−++=Ξ
∑
+
λ
λ
(2.12.35)
onde
''lnrnl
o valor esperado de
r
entre os estados
nl
e
''ln
.
Substituindo a Eq. 2.12.33 na Eq. 2.12.34 e fazendo as devidas
aproximações, pode-se obter a força de oscilador de dipolo-elétrico
2
6,4,2
2
123
8
)',( JfUJf
J
E
h
cm
JJf
NN
DEDE
ψψχ
π
λ
λ
λ
′′
Ω
+
=
∑
=
, (2.12.36)
45
em que a constante de Planck, a massa do elétron, a velocidade da luz,
h m c
E
o número de onda, o índice de refração e o número quântico do
momento angular total,
o parâmetro de intensidade de Judd-Ofelt e
operador tensorial unitário, calculados na aproximação do acoplamento
intermediário com valores tabelados por W.T. Carnall e invariáveis
significativamente de hospedeiro para hospedeiro [CARNALL, 1978]. Da
mesma forma, a partir da Eq. 2.12.30 pode ser encontrada a expressão da
probabilidade de transição radiativa:
n J
λ
Ω
λ
U
()
DEDE
S
J
E
h
JJA
χ
π
123
64
)',(
34
+
=
, (2.12.37)
em que a linha de força,
, é dada por
DE
S
∑
=
′′
Ω=
6,4,2
2
2
)',(
λ
λ
λ
ψψ
JfUJfeJJS
NN
DE
, (2.12.38)
obtendo-se a probabilidade de transição radiativa de dipolo elétrico:
()
2
6,4,2
2
2
2
3
4
9
2
123
64
)',( JfUJfe
n
n
J
E
h
JJA
NN
DE
ψψ
π
λ
λ
λ
′′
Ω
+
+
=
∑
=
(2.12.39)
A força de oscilador para um dipolo-magnético é dada por:
()
DMDM
Sn
J
E
he
mc
JJf
12
3
8
)',(
2
2
+
=
π
(2.12.40)
2
2
2
2
JbSLaJ
mc
eh
S
DM
′
+
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
=
Considerada que a contribuição de dipolo magnético independe do
hospedeiro, a força de oscilador total pode ser escrita como:
46
DMDEcal
fff += (2.12.41)
ou
{
DMDMDEDEcal
SS
J
E
eh
cm
JJf
χχ
π
+
+
=
12
3
8
)',(
2
2
}
, (2.12.42)
em que
é chamada de força de oscilador calculada, em contraste com a
força de oscilador experimental, como constará adiante, é extraída do espectro
de absorção.
cal
f
A probabilidade de transição radiativa total fica:
{
DMDMDEDE
SS
J
E
h
JJA
χχ
π
+
+
=
123
64
)',(
34
}
(2.12.43)
onde
(
)
n
n
DE
9
2
2
2
+
=
χ
,
2
6,4,2
2
JfUJfeS
NN
DE
ψψ
λ
λ
λ
′′
Ω=
∑
=
,
n
DM
=
χ
e
2
2
2
2
JfSLJf
mc
eh
S
NN
DM
ψψ
+
′′
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛
=
. (2.12.44)
A maioria das transições nos terras raras é proibida via dipolo
magnético. As que são permitidas por este meio, exibem intensidade 10 a 100
vezes menores que as de dipolo elétrico [ZONETTI, 1999].
Devido à blindagem da camada 4f pelas 6s e 5d, os elementos de
matrizes,
JfUJf
NN
ψψ
λ
′′
, que aparecem nas expressões para a força de
oscilador e para a probabilidade de transição radiativa, variam pouco de um
hospedeiro para outro. Tais elementos foram calculados para todos os íons TR
por W. T. Carnall e encontram-se tabelados [CARNALL, 1978]. No entanto, os
parâmetros de intensidade,
λ
Ω
, são os responsáveis pela mudança nos
valores de
e .
()
', JJA
cal
f
Ainda menos sensíveis ao hospedeiro são as transições via dipolo
magnético. Apesar disso, é observada que uma pequena contribuição devido à
47
variação do índice de refração de um hospedeiro. Pelo devido motivo,
,
pode ser escrita como [ZONETTI, 1999]:
DM
f
nFf
DM
'=
, (2.12.45)
em que
é uma constante independente do hospedeiro que também se
encontra tabelada [CARNALL, 1978] e
o índice de refração do meio.
'F
n
Para obter os parâmetros de intensidade
λ
Ω
, utiliza-se a força de
oscilador experimental dada por:
∫
=
ννα
π
d
N
e
mc
f )(
2
exp
, (2.12.46)
onde e são, respectivamente, a carga e a massa do elétron, N a
concentração dada em número de íons por cm
e m
3
e
)(
ν
α
o coeficiente de
absorção para a freqüência
ν
. Sua determinação ocorre a partir do espectro de
absorção.
Igualando-se as Eqs. 2.12.36 e 2.12.46, obtém-se um sistema de
equações, em que as incógnitas são os parâmetros
2
Ω
,
4
Ω
e . Geralmente
o número de equações, que depende do número de bandas de absorção do
íon, é bem maior que a quantidade de incógnitas. Porém, quanto maior o
número de equações, menor o erro nos valores dos parâmetros obtidos. O
sistema de equações é resolvido por um programa de computador no qual os
melhores valores são obtidos pelo Método dos Mínimos Quadrados.
6
Ω
O significado físico dos parâmetros de intensidade Judd-Ofelt é ainda
controverso. Alguns autores os consideram como uma relação da interação do
campo ligante com os estados eletrônicos, enquanto outros os afirmam como
característicos de um determinado sistema, não podendo ser comparados e
nem considerados com o mesmo significado. Apesar disso, a maioria dos
autores atribuem as variações nos valores dos parâmetros às mudanças no
ambiente químico ao redor do íon TR. Reisfeld e Jorgensen [REISFELD, 1984]
48
consideram que
indica tanto a covalência entre os íons TR
2
Ω
3+
e a rede, bem
como a simetria local. Quanto maior o valor do mesmo maior será a covalência
da ligação e menor a simetria em torno do íon.
Uma vez obtidos os valores dos
s
Ω
′
, determina-se a probabilidade de
transição radiativa
. O próximo parâmetro espectroscópico a ser
calculado consiste no tempo de vida radiativo de uma dada transição, para
isso, faz-se necessário obter a probabilidade de transição do estado de
interesse para todos os demais abaixo dele. A expressão que possibilita o
cálculo dessa grandeza é dada por:
(
', JJA
)
()
∑
=
'
',
1
J
rad
JJA
τ
. (2.12.47)
Obtidos os valores do tempo de vida experimental (
exp
τ
) e do teórico
(
), pode-se calcular a eficiência quântica da transição, à qual se referem
esses tempos, dada por:
rad
τ
rad
τ
τ
η
exp
= . (2.12.48)
A Teoria de Judd-Ofelt descreve bem as transições radiativas via dipolo
elétrico e magnético nos íons terras-raras. No entanto, nenhum processo não
radiativo como as relaxações do tipo multifônons e os processos de
transferência de energia entre os íons são considerados em sua formulação.
Desta forma, os resultados obtidos por esta teoria devem ser comparados com
resultados medidos em amostras de baixa concentração, nas quais o principal
meio de decaimento seja radiativo.
CAPÍTULO 3
3. ANÁLISES TÉRMICA, ÓPTICA E ESPECTROSCÓPICA
Neste capítulo serão descritos os métodos de análises usados neste
presente trabalho. Estes consistem em análise térmica (envolvendo medidas
de calorimetria exploratória de varredura), ópticas (índice de refração) e
caracterizações por espectroscopia, como transmitância, absorbância, Raman
e fotoluminescência.
3.1. ANÁLISE TÉRMICA
A análise térmica é uma área que integra o estudo de diversas
propriedades dos materiais em função da temperatura. De maneira geral, um
experimento de análise térmica consiste em observar algum efeito sobre as
propriedades do material estudado à medida que a temperatura varia
[SAMPAIO, 1997].
3.1.1. CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA (
DS
C
)
Esta é uma das mais populares técnicas de analise térmica. Existem
basicamente dois modos de análise: por fluxo de calor e por compensação de
potência [VAN DER PLAATS, 1990]. Neste trabalho iremos nos deparar com a
primeira análise.
Um material quando passa de um estado físico para outro, por
exemplo, de sólido para líquido, necessita absorver energia. Este processo é
chamado de endotérmico [DUARTE, 2000]. Ao contrário, para a cristalização
de um líquido superesfriado é necessário que o material libere energia, sendo
este um processo exotérmico. Nas medidas de
DS
C
(‘differential scanning
calorimetry’) por fluxo de calor obtém-se a energia absorvida ou liberada por
um material durante a transição de fase.
Tal equipamento utiliza um pequeno forno para o aquecimento da
amostra a ser investigada, em relação a uma referência. Ambas são colocadas
em cadinhos situados bem acima de termopares, evitando assim influências de
50
resistência térmica. É desta forma que as mudanças de entalpia são
registradas.
Basicamente, a variação da temperatura é feita por meio de
resistências que controlam a taxa de aquecimento. As temperaturas da
amostra (
) e da referência ( ) são detectadas (a partir do potencial
termoelétrico) e quando uma amostra sofre uma transição de fase, a
temperatura desta varia enquanto que a temperatura da referência permanece
constante. Como resultado, ocorre uma variação
A
T
R
T
RA
TTT
−
=
∆
registrado pelo
calorímetro, como um pico sobre uma linha de base. Ao se completar a
transição de fase ocorre um fluxo de calor entre a base metálica e a amostra tal
que o estado de equilíbrio é reassumido e
T
∆
volta a um valor constante. Este
valor de
é proporcional à diferença de capacidade calorífica entre amostra
e referência, dependente da taxa de aquecimento utilizada, e associado à
emissão de fluxo de calor quando uma reação ou transição ocorre [VAN DER
PLAATS, 1990].
T∆
No próximo capitulo serão apresentadas vários termogramas
DS
C
das amostras em estudo, com as temperaturas características de transição
vítrea, de cristalização e de fusão indicadas.
3.2. TRANSMITÂNCIA E ABSORÇÃO ÓPTICA (
AO
)
A atenuação da luz atravessando um material de espessura
x
é dada
pela expressão [NASCIMENTO, 2000]:
()
x
I
I
T
t
r
µ−== exp
0
(3.2.1)
onde
é a intensidade da luz transmitida, a intensidade incidente e
t
I
0
I
µ
o
coeficiente de absorção linear. Este coeficiente é tipicamente dependente do
comprimento de onda e da temperatura, e unicamente define o alcance da
transmitância. Os aparelhos utilizados para esta técnica, chamados
51
espectrofotômetros, registram a transmitância em forma de porcentagem. A Eq.
3.2.1 é conhecida como Lei de Beer.
A condição fundamental para a transparência, ou seja,
, é que
ou
0
II ≈
µ
x
sejam pequenos. A transmitância é definida então como a razão da
intensidade do feixe de luz emergente e do feixe de luz incidente. A dedução
da Eq. 3.2.2 provém da consideração de infinitésimas atenuações em
espessuras
:
r
T
t
dI
dx
dxIdI
t
µ−=
0
.
(3.2.2)
Outra forma de utilizar a lei de Lambert-Beer na caracterização óptica
do material é na absorbância:
r
T
A
1
10
log=
,
(3.2.3)
onde
A
é a absorbância ou densidade óptica.
A absorção óptica em vidros é medida como função do comprimento
de onda ou da energia dos fótons incidentes. O espectro de absorção óptica de
um determinado material, nas regiões do visível e ultravioleta, pode identificar
os agentes modificadores (dopantes e impurezas) da matéria responsável
pelas bandas de absorção bem como também as responsáveis pela coloração.
Sólidos cristalinos e amorfos têm sido estudados particularmente no
que se refere à absorção da luz por dopantes ou impurezas de íons
modificadores e defeitos que existam naturalmente na matéria ou que possam
ser intencionalmente introduzidos nos sólidos.
O espectro de absorção óptica na região do infravermelho é capaz de
identificar grupos moleculares constituintes da matéria ou a presença de
elementos estranhos, via modos vibracionais. Esse é um dos métodos de
identificar, por exemplo, a presença da molécula de água e sua respectiva
quantidade. Já na região do visível e ultravioleta os fótons incidentes são
52
capazes de provocar excitações eletrônicas dos constituintes intrínsecos e
extrínsecos da matéria. Essas excitações eletrônicas, como também as
vibrações e torções nas ligações interatômicas dos constituintes da matéria,
são detectadas através do espectro de absorção óptica e também por técnicas
de espalhamento.
3.3. ÍNDICE DE REFRAÇÃO
O índice de refração
n é igual à razão entre a velocidade da luz no
vácuo e àquela medida num dado material. Os valores do índice de refração
ainda dependem do comprimento de onda e normalmente decresce com o
aumento deste. Em geral, para o caso de vidros óxidos onde temos alta
transparência e absorção desprezível desde a região visível ao infravermelho
próximo, podem ser medidos em qualquer comprimento de onda nesse
intervalo, os valores dos índices de refração são muito próximos. Na literatura
mede-se
n utilizando a linha D do vapor de sódio, de comprimento de onda
0,5893µm [BANSAL & DOREMUS, 1986]. O índice de refração pode ser
medido usando um refratômetro de Abbe. A amostra é colocada sobre um
prisma e, para evitar ar entre eles, usa-se um líquido, por exemplo a
“alfabromonaftalina” de índice de refração
651,
=
n
, relativamente maior do que
o das amostras analisadas neste trabalho. A iluminação pode ser difusa. O
conjunto é girado para encontrar o ângulo limite de refração. Usando a Lei de
Snell pode-se determinar o índice de refração procurado, mas o próprio
aparelho fornece este valor de forma bastante precisa.
3.4. ESPECTROSCOPIA RAMAN
Quando a luz incide num material transparente ela é invariavelmente
atenuada pelo meio. Além da transmitância e absorbância apresentadas no
capitulo anterior, deve-se levar em conta efeitos de espalhamento, e o mais
comum é o EFEITO RAMAN. Na física clássica, se uma molécula se comporta
como uma esfera rígida, um fóton espalhado por ela conserva praticamente
toda a energia do fóton incidente, ocorrendo assim um espalhamento elástico.
53
Já a radiação espalhada por um meio material em geral contém, além
da radiação original, linhas espectrais fracas e simetricamente dispostas ao
redor do comprimento de onda original. Tais linhas espectrais são
características do material. Se a freqüência do feixe incidente é tomada como a
origem, tais freqüências deslocadas correspondem às freqüências normais da
estrutura do material. A diferença da linha da energia do comprimento de onda
original e da energia daquela adjacente, devida ao espalhamento do material,
dá a energia das vibrações dos modos Raman das moléculas do material.
Este é o denominado EFEITO RAMAN. As linhas com freqüências superiores
às da radiação incidente são denominadas linhas Raman-anti-Stokes e as
inferiores, de Raman-Stokes.
Em síntese, o fenômeno de espalhamento Raman denominado de
normal (em primeira ordem) pode ser resumido a partir das leis de conservação
de momento e energia:
S
I
vvv −=±
e
S
I
kkk
r
r
r
−=±
,
(3.4.1)
onde é o vetor de onda do fóton incidente,
I
k
r
S
k
r
o do fóton espalhado e
k
r
o
vetor de onda do fóton ganho pelo meio / material. Já
v
I
é a freqüência do fóton
incidente,
v
S
a freqüência do fóton espalhado e v a freqüência original do fóton.
O sinal positivo refere-se à linha Raman-anti-Stokes e o negativo à linha
Raman-Stokes [PEDREIRA, 1996].
3.5. FOTOLUMINESCÊNCIA (
PL)
A fotoluminescência é um processo de análise da luz emitida por um
sistema após este ter sido iluminado por uma outra luz de excitação. A luz
usada na excitação possui certa freqüência e a luz emitida pelo sistema possui
freqüência diferente. Dessa forma, basicamente o nome fotoluminescência
significa emissão de luz induzida por fótons. O processo de luminescência está
54
relacionado com transições eletrônicas em um sistema seguido da uma
emissão de um fóton. A transição eletrônica pode ocorrer entre um nível
eletrônico excitado e qualquer outro nível permitido de menor energia que o
primeiro, tendo a energia liberada pelo sistema através do fóton da forma
, onde hvE
fi
=
− fifi
EEE
−
=
−
.
O aparato experimental utilizado para obter-se um espectro de
luminescência no infravermelho encontra-se esquematizado na Fig. 3.1.
Na Fig. 3.1, a fonte de bombeio utilizada foi um laser de argônio
operando em
514,5nm (19436cm
−1
). l
1
, l
2
e l
3
são lentes com focos de 252,7,
65 e 176,5 mm respectivamente, utilizadas para focalizar o feixe laser sobre a
amostra e o sinal de luminescência sobre um monocromador (Spex 750M). O
sinal que emerge do monocromador incide sobre um detector de
InGaAs
(apropriado para a região do infravermelho). Do detector o sinal é enviado a um
microcomputador.
Figura 3.1. Esquema simplificado do aparato experimental de uma fotoluminescência
utilizado para aquisição de dados espectrais, em que a fonte de bombeio utilizada foi
um laser de argônio operando em
514,5nm (19436cm
−1
).
CAPÍTULO 4
4. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL
Este capítulo é dedicado aos detalhes experimentais da fabricação e
caracterização dos sistemas vítreos P
2
O
5
– ZnO – Al
2
O
3
– PbO –
(BaO/MgO) – La
2
O
3
dopados com concentrações crescentes de Er
2
O
3
. Tais
composições serviram para a escolha das mais adequadas para uma possível
fabricação de uma fibra óptica e um amplificador óptico baseado em Er
2
O
3
.
4.1. ESCOLHA DA COMPOSIÇÃO DA MATRIZ VÍTREA
Recentemente foi realizado um extenso estudo de matrizes à base de
óxido de telúrio visando aplicações em fibras óticas e em guias de ondas
planares [GORVENIA, 2004]. As composições ternárias envolviam TeO
2
, ZnO
e óxidos de metais alcalinos (
Li
2
O e Na
2
O). Dois outros elementos foram
adicionados posteriormente: o óxido de bismuto (Bi
2
O
3
) e o cloreto de césio
(
CsCl), o primeiro com a função de aumentar o índice de refração, servindo
para evitar o espalhamento da luz entre o núcleo e a casca das fibras ópticas.
A presença do composto
CsCl teve dois objetivos importantes: aumentar a
estabilidade térmica dos vidros teluritos e servir para depopular um nível de
energia específico do íon terra rara utilizado, ou seja, o CsCl influencia nos
processos de transferência de energia dos íons de terras raras adicionados à
matriz [GORVENIA, 2004].
Neste trabalho propõe-se utilizar uma composição de relativo baixo
custo, à base de fosfatos, visando às mesmas aplicações em
telecomunicações. Alem do estudo inédito de tal composição, foi considerado
um importante fator, a habilidade de vitrificação (
), descrito no CAPÍTULO
2.
GFA
4.2. MÉTODO DE FUSÃO PARA SÍNTESE DAS MATRIZES VÍTREAS
Este método consiste basicamente na fusão em fornos de alta
temperatura utilizando cadinhos de porcelana. Tais fornos têm como elementos
56
de aquecimento resistências de barras de carbeto de silício. Logo após a fusão
o material resultante foi derramado sobre uma chapa metálica à temperatura
ambiente.
4.3. MATERIAIS E MÉTODOS
Para a elaboração das composições em estudo foi necessário que as
condições de trabalho, como por exemplo, mistura dos componentes, tempo e
temperatura de fusão e condições de tratamento térmico fossem controladas.
Outros fatores importantes a verificar foram a pureza dos compostos
químicos utilizados, além da precisão na pesagem das matérias primas. Para
isto foi utilizada uma balança de três casas decimais, Gehaka modelo
BG 200,
colocada dentro de uma “câmera seca”, construída especialmente para esta
dissertação, de forma a garantir a estequiometria.
Na Tab. 4.1 encontram-se indicados cada composto precursor com seu
correspondente grau de pureza e fornecedor do produto, utilizado no presente
trabalho.
Tabela 4.1. Relação dos compostos utilizados com os seus respectivos graus de
pureza e fornecedores.
Material Grau de
Pureza
Fornecedor Quantidades Máximas de Impurezas
P
2
O
5
98%
Vetec NH
4
: 0,01%; Pb: 0,01%.
ZnO 99%
Vetec SO
4
: 0,01%; Cl: 0,001%;NO
3
: 0,003%; Pb:
0,005%; As: 0,0002%; Mn: 0,0005%; NH
4
:
0,10%.
La
2
O
3
99,9%
Nuclear ----------------------------------------------------
PbO 99%
Vetec Ag:.0,0005%; Cu: 0,005%; Fé: 0,002%;Cl:
0,002%; NO
3
: 0,01%; SO
4
: 0,1%
BaO ----------
Vetec ------------------------------------------------------
Al
2
O
3
99%
Acros
Organics
Fe: 0,03%; Pb: 0,005%; Cl: 0,005%; SO
4
:
0,1%; SiO
2
: 0,05%
MgO 97%
Vetec Mg: 0,0005%; NO
3
: 0,005%; Ba: 0,005%;
K: 0,005%; Sr: 0,005%; Pb: 0,003%; SO
4
:
0,02%; Ca: 0,05%; Cl: 0,01%; Fé: 0,01%;
Na: 0,5%;
H
3
PO
4
85%
Vetec Ca e Mg: 0,005%; CL: 0003%; NO
3
:
0,0005%; SO
4
: 0,003%; As: 0,0001%; Pb:
0,001%; Fe: 0,003%; Mn: 0,00005%; K:
0,005%; Na: 0,25%.
57
4.4. SISTEMAS VÍTREOS ESTUDADOS
Primeiramente, foram produzidas amostras com o objetivo de estudar as
propriedades térmicas e encontrar os sistemas que não apresentavam
considerável cristalização, e que ainda tivessem boas qualidades ópticas, como
transparência no visível e infravermelho próximo.
Os sistemas vítreos estudados neste presente trabalho foram o
P
2
O
5
–
ZnO – Al
2
O
5
–PbO – AO – La
2
O
3
, onde A = Ba / Mg. Foram utilizadas duas
rotas para adição de fosfato: via pentóxido de fósforo ou H
3
PO
4
. Buscou-se
ainda estudar as propriedades ópticas e térmicas em função da concentração
de
Er
2
O
3
. As etapas de cada preparo encontram-se detalhadas no item a
seguir.
Conforme descrito no CAPÍTULOS 1 e 2, a função do Al
2
O
3
é promover
a estabilidade química levando a evitar, por exemplo, a higroscopicidade e
aumentar a durabilidade química. Os íons de érbio (Er
3+
), inseridos nos
materiais vítreos, possuem a função de amplificador óptico, em que a depender
da concentração poderá favorecer a cristalização, influenciando assim as
temperaturas de transição vítrea (
), cristalização ( ), do pico de
cristalização ( ) e de fusão ( ), todas caracterizadas pela técnica de
calorimetria diferencial de varredura (
g
T
x
T
c
T
m
T
DS
C
) e, também, as propriedades
ópticas e espectroscópicas.
Por sua vez, a presença do
PbO aumenta em geral o índice de refração.
Tal modificação é necessária para alterar o índice de refração e a transmissão
de sinal óptico entre a casca e o núcleo da fibra. Os compostos
ZnO, BaO e
MgO, atuando como modificares, também apresentam influência quando
adicionados nas matrizes vítreas, principalmente nas propriedades térmicas e
nos índices de refração.
4.5. ETAPAS DESTE PRESENTE TRABALHO
58
Este presente trabalho foi dividido em três etapas, conforme assinalado
a seguir. Para cada uma das amostras descritas foram produzidas em torno de
20 gramas.
4.5.1. PRIMEIRA ETAPA
O objetivo principal foi estudar as temperaturas características durante
aquecimento ( , , e ) em função da concentração de La
g
T
x
T
c
T
m
T
2
O
3
inseridas nas matrizes vítreas. Para tanto foi usado um
DS
C
Netzsch, modelo
404, do DEMa / UFSCar.
Foram realizadas ainda, em todas as amostras, medidas de
transmitância, absorbância e do índice de refração com o intuito de verificar a
presença e influência da água no infravermelho, além de permitir a opção, nas
etapas seguintes, por uma das rotas: usando o
P
2
O
5
ou usando solução de
H
3
PO
4
. Para as medidas de transmitância e absorção óptica foi utilizado um
espectrofotômetro Varian, modelo Cary
500 Scan, do IFUSP. As medidas de
índice de refração foram, também, realizadas no IFUSP.
4.5.1.1. PRIMEIRA ROTA:
A seguir estão listadas as composições usando
P
2
O
5
para fusão na
forma de pó. Foram utilizadas duas séries de amostras: A1 e B1, com
estequiometria definida abaixo. Buscou-se variar a concentração de
La
2
O
3
da
mesma forma em ambas as séries, que diferem pelo teor de
BaO ou de MgO.
Estes grupos de amostras foram pré-aquecidos a
250
o
C, durante um tempo de
meia hora e imediatamente colocados num outro forno a
1100
o
C, durante um
tempo de mais meia hora e em seguida, prensados. Na seqüência, não houve
tratamento térmico.
A1: (65 – x) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ 10PbO ⋅ 10BaO ⋅ xLa
2
O
3
,
com
x = 0, 2, 4, 6, 8 e 10 (mol%).
(4.5.1)
59
B1: (65 – x) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ 10PbO ⋅ 10MgO ⋅ xLa
2
O
3
,
com x = 0; 2; 4; 6; 8 e 10 (mol%).
(4.5.2)
4.5.1.2. SEGUNDA ROTA (ALTERNATIVA)
No presente trabalho buscou-se ainda uma rota alternativa, onde foi
substituída a fusão de
P
2
O
5
por uma solução à base de H
3
PO
4
, já que o óxido
é extremamente higroscópico. Sabe-se que o P
2
O
5
pode ser obtido facilmente
do
H
3
PO
4
através da seguinte reação química:
O3HOPPO2H
25243
+→
(4.5.3)
Foram utilizadas duas novas séries de amostras:
AH1 e BH1, com
estequiometria definida abaixo. Buscou-se variar novamente a concentração de
La
2
O
3
da mesma forma em ambas as séries, que também diferem pelo teor de
BaO ou de MgO. Para cada amostra, manteve-se a composição inicial com
P
2
O
5
,
mas substituindo-a pela massa equivalente de H
3
PO
4
. Estes grupos de
amostras foram pré-aquecidos a
250
o
C, durante meia hora e imediatamente
colocados num outro forno a 1100
o
C, durante outra meia hora e em seguida,
prensados. Na seqüência, não houve tratamento térmico.
AH1: (65 – x) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ 10PbO ⋅ 10BaO ⋅ x La
2
O
3
,
com
x = 0, 2, 4, 6, 8 e 10 (mol%).
(4.5.4)
BH1: (65– x) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ 10PbO ⋅ 10MgO ⋅ x La
2
O
3
,
com
x = 0; 2; 4; 6; 8 e 10 (mol%).
(4.5.5)
4.5.2. SEGUNDA ETAPA
O objetivo principal nesta etapa, após optar por uma das rotas acima
mencionadas, foi escolher a composição com
xLa
2
O
3
que forneceu um
60
(relativamente) alto valor do parâmetro
G
S
. Em seguida buscou-se analisar o
índice de refração e novamente os parâmetros G
S
em função da
concentração de PbO (mol%). Para tanto foi utilizada a segunda rota e as
seguintes séries de matrizes vítreas:
AH2: (65 − y) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ yPbO ⋅ 10BaO ⋅ xLa
2
O
3
,
com
y = 0; 2; 4; 6; 8 e 10 (mol%).
(4.5.6)
BH2: (65− y) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ y PbO ⋅ 10MgO ⋅ xLa
2
O
3
,
com
y = 0; 2; 4; 6; 8 e 10 (mol%).
(4.5.7)
A justificativa da escolha desta rota encontra-se detalhada no capítulo a
seguir. Foram realizadas analises térmicas, transmitância, absorção óptica,
índice de refração e espectroscopia Raman.
4.5.3. TERCEIRA ETAPA
Após escolher a composição
xLa
2
O
3
(mol%) que forneceu o maior
parâmetro G
S
relativo e a concentração y PbO (mol%) que resultou em
relativo alto índice de refração, buscou-se analisar as propriedades ópticas em
função de concentrações crescentes de íons de
Er
3+
a partir da rota alternativa
(a razão da escolha desta rota ficará mais clara no próximo capítulo). Para
tanto foi necessário escolher entre as composições com
BaO e MgO.
Conforme descrito no capitulo seguinte, a melhor composição para esta etapa
contém bário:
AH3: (65 − y) P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ yPbO ⋅ 10BaO ⋅ x La
2
O
3
(mol%) + zEr
2
O
3
com z = 0; 1; 2; 3; 4 e 5 (% peso).
(4.5.8)
Para esta etapa foram desenvolvidas caracterizações térmicas,
transmitância, absorbância, índice de refração, fotoluminescência e medição do
61
tempo de vida. As medidas de fotoluminescência foram realizadas nas
dependências do LNMIS/UFU.
CAPÍTULO 5
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES
Este capítulo é dedicado à apresentação dos resultados obtidos pelas
várias técnicas de análises de materiais. Não foram realizados testes de
durabilidade química, mas foi observado durante a limpeza de cadinhos de
DSC que são necessárias aproximadamente duas semanas para que as
composições apresentadas (
≈ 20-30 mg) se dissolvam completamente entre
HF e água destilada. LIU et al. [1996] afirmaram que a adição de ZnO em
vidros binários PbO-P
2
O
5
reduziram a taxa de dissolução de um fator dez. O
mesmo pode-se dizer da influência de
La
2
O
3
no sistema ZnO-La
2
O
3
-P
2
O
5
[OUCHETTO et al., 1991], aumentando a durabilidade química.
5.1. PRIMEIRA ETAPA DO PROJETO
A primeira etapa deste projeto teve como objetivo escolher uma
composição, dentre todas avaliadas, que possui boas propriedades térmicas
(caracterizadas por razoáveis valores do parâmetro de estabilidade
G
S
), e
ainda propriedades ópticas aceitáveis (como por exemplo, pequena
absorbância no visível e densidade de hidroxilas). A preocupação inicial com a
estabilidade térmica visa satisfazer a condição de que um material razoável
para se estirar fibra óptica é aquele que possui relativa alta estabilidade
térmica, ou seja, aquele que cristalize com dificuldade. A preocupação em
evitar a cristalização, como apresentado no CAPÍTULO 2, teve como objetivo
reduzir a nucleação, que afeta tanto as propriedades ópticas quanto
mecânicas, já que durante o estiramento a fibra pode tornar-se quebradiça.
5.1.1. CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA (
DSC)
Foram realizadas medidas de
DS
C
, com taxas de aquecimento de
20K/min, em amostras monolíticas, com cada amostra possuindo entre 20 e
30mg. O sinal de DSC (µV) foi normalizado pela massa, após obtenção da
63
linha base. As temperaturas características (
, , e ) de alguns
sistemas encontram-se indicadas abaixo.
g
T
x
T
c
T
m
T
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
0.16
0.18
0.20
0.22
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
T
g
= 456,3
o
C
T
x
= 777,6
o
C
T
c
= 889,1
o
C
T
m
= 1019,3
o
C
A1.5
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
0.16
0.18
0.20
0.22
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
T
g
= 460,1
o
C
T
x
= 724,1
o
C
T
c
= 805,7
o
C
T
m
= 1031,2
o
C
AH1.5
Figura 5.1. Termogramas DSC das amostras A1.5 e AH1.5, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
64
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.02
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
0.16
0.18
0.20
0.22
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
T
g
= 449,5
o
C
T
x
= 771,6
o
C
T
c
= 859,3
o
C
T
m
= 999,3
o
C
A1.6
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.02
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
0.16
0.18
0.20
0.22
T
x
= 767,3
o
C
T
g
= 445,7
o
C
T
m
= 1000,7
o
C
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
T
c
= 887,2
o
C
AH1.6
Figura 5.2. Termogramas DSC das amostras A1.6 e AH1.6, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
65
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
-0.02
0.00
0.02
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
T
x
= 790,9
o
C
T
g
= 468,6
o
C
T
c
= 865,6
o
C
T
m
= 1001,8
o
C
B1.6
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
-0.04
-0.02
0.00
0.02
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
0.16
0.18
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
T
g
= 452,4
o
C
T
x
= 764,9
o
C
T
c
= 831,6
o
C
T
m
= 1037,2
o
C
BH1.6
Figura 5.3. Termogramas DSC das amostras B1.6 e BH1.6, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
Devido à particularidade única destes novos materiais à base de
fosfatos, não é possível obter-se
T
x
e T
c
com razoável precisão em boa parte
66
das amostras da primeira etapa que contém MgO. As Figs. 5.1-3 apresentam
alguns dos vários termogramas
DSC referentes às medidas efetuadas em
amostras da primeira etapa. O erro na determinação de cada temperatura é de
aproximadamente
±5
o
C.
As amostras A1.3 e BH1.5 apresentaram duas temperaturas distintas
de cristalização, uma pequena e outra bastante notável. Neste caso,
considerou-se as menores temperaturas
T
x
e T
c
para caracterização. Não
houve possibilidade de se estudar quantitativamente as fases presentes em
tais sistemas por raios
X, tarefa que poderá ser realizada posteriormente.
Tabela 5.1. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
das séries A1 e B1. GS
Composição
T
g
(
o
C)
T
x
(
o
C)
T
c
(
o
C)
T
m
(
o
C)
K
A
K
H
K
LL
K
W
A1.1 366,3 634,3 843,8 930,9 268 0,904 0,492 0,223
A1.2 399,4 677,3 - 980,1 277,9 0,918 0,494 0,222
A1.3 404,4 580,8 - 1006,1 176,4 0,415 0,436 0,138
A1.4 440,5 751,8 902,0 1017,5 311,3 1,172 0,511 0,241
A1.5 456,3 777,6 889,1 1019,3 321,3 1,329 0,520 0,249
A1.6 449,7 771,6 859,3 999,3 321,9 1,311 0,519 0,249
B1.1 379,7 566,4 - 908,4 186,7 0,546 0,458 0,158
B1.2 413,4 542,6 - 951,9 129,2 0,316 0,427 0,105
B1.3 420,3 669,0 - 983,6 248,7 0,791 0,483 0,198
B1.4 445,6 789,1 - 1006,4 343,5 1,581 0,532 0,268
B1.5 453,6 681,5 784,3 996,2 227,9 0,724 0,478 0,180
B1.6 468,6 790,9 865,6 1037,2 322,3 1,050 0,504 0,235
As Tabs. 5.1-2 apresentam os resultados de todas as amostras da
primeira etapa. O valor de T
g
é satisfatório para todas as amostras: em geral
aumenta com a quantidade de concentração de La
2
O
3
(mol%) nas duas séries
(
A1 e B1) e nas duas rotas utilizadas (a partir de P
2
O
5
e de H
3
PO
4
).
A partir dos termogramas obtidos e das Tabs. 5.1-2 nota-se que a série
A1 apresenta T
g
comparativamente maior que a série AH1. Já a série BH1
67
apresenta valores de T
g
menores que as séries B1 e AH1. A influência do teor
de BaO em T
g
é menor que a de MgO para cada série correspondente entre
A1 e B1; no entanto este comportamento se inverte nas séries BH1 e AH1.
Tabela 5.2. Temperaturas características obtidas via calorimetria diferencial de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
das séries A1H e B1H. GS
Composição
T
g
(
o
C)
T
x
(
o
C)
T
c
(
o
C)
T
m
(
o
C)
K
A
K
H
K
LL
K
W
AH1.1 350,3 628,3 746,6 963,6 278 0,829 0,485 0,225
AH1.2 366,3 656,7 - 915,7 290,4 1,121 0,509 0,244
AH1.3 387,8 675,7 - 1050,7 287,9 0,768 0,478 0,217
AH1.4 433,7 744,1 882,5 1007,0 310,4 1,181 0,512 0,243
AH1.5 460,1 724,1 805,7 1031,2 264 0,860 0,489 0,202
AH1.6 445,7 745 887,2 1000,7 321,6 1,173 0,519 0,235
BH1.1 353,5 686,1 - 945,3 332,6 1,283 0,520 0,273
BH1.2 361,5 601,1 - 908,8 239,6 0,779 0,481 0,203
BH1.3 377,7 547,2 - 962,1 169,5 0,409 0,435 0,137
BH1.4 424,0 743,5 859,5 1004,3 319,5 1,225 0,515 0,250
BH1.5 440,1 742,7 - 1006,1 302,6 1,149 0,510 0,237
BH1.6 452,4 764,9 831,6 1037,2 312,5 1,148 0,510 0,239
Tanto
T
g
quanto T
m
aumentam relativamente com o incremento de
La
2
O
3
. E amostras com alto teor de La
2
O
3
apresentam T
x
, T
c
e T
m
bem
definidos. Tal incremento promove centros de nucleação, tornando
T
x
e T
c
bem
caracterizados. Alguns vidros das séries B1 e BH1 apresentaram pequenos
picos de cristalização secundários, indicando que a inserção de
MgO causa
alguma mudança de fase. Tal fenômeno deve ser investigado a posteriori.
Outro indício é uma mais nítida dependência de
T
m
com o incremento de
La
2
O
3
.
Comparando os valores dos parâmetros
GS das tabelas acima com os
valores de vidros à base de oxido de telúrio [GORVENIA, 2004], é importante
notar que os parâmetros GS deste trabalho são relativamente maiores. O
68
parâmetro de Angell (
K
A
), por exemplo, chega a ser mais de duas vezes maior
que os melhores apresentados por GORVENIA [2004] (que são materiais a
base de teluritos), mostrando com isso que os vidros fosfatos apresentam
melhores propriedades térmicas. Tal resultado é positivo no sentido de que
maiores valores para este parâmetro indicam menor possibilidade de
cristalização e, portanto, maior facilidade de estiramento da fibra óptica.
0246810
120
140
160
180
200
220
240
260
280
300
320
340
360
380
400
420
440
A1.X:
.X:
X: me
X: me
(65 - X) P2O5 14ZnO 1Al2O3 . 10BaO 10PbO XLa2O3 (mol%)
B1 (65-X) P2O5 14ZnO 1Al2O3 10MgO 10PbO . XLa2O3 (mol%)
AH1. sma composição da série A1, substituindo P
2
O
5
por H
3
PO
4
.
BH1. sma composição da série B1, substituindo P
2
O
5
por H
3
PO
4
.
série A1.X
série B1.X
série AH1.X
série BH1.
PARÂMETRO DE ANGELL (K
A
)
La
2
O
3
(mol%)
X
Fig. 5.4. Parâmetro de Angell em função da concentração de La
2
O
3
para os sistemas
da primeira etapa.
No CAPÍTULO 2 afirmou-se que o parâmetro de Angell (
K
A
) oferece
uma razoável ilustração do significado de
GS, por isto, para facilitar a
comparação entre esses parâmetros para as várias composições, é
apresentada a Fig. 5.4.
Observa-se, na Fig. 5.4 que tanto para
6 como para 10 La
2
O
3
mol%,
todas as amostras (comparando as séries A1 com AH1 e B1 com BH1)
convergem para os mesmos valores do parâmetro Angell (
K
A
). Isto sinaliza
uma maior confiança, nestes pontos, para os valores deste parâmetro.
69
Observa-se também que a série AH1 apresenta um nítido aumento com a
concentração de La
2
O
3
. Como nesta primeira etapa deve-se escolher uma
composição com bom parâmetro
GS (e ainda com boas propriedades ópticas),
certamente esta série, apenas observando as propriedades térmicas, é uma
boa candidata, por apresentar razoáveis concentrações de
La
2
O
3
.
Pode-se estabelecer, a partir da recente teoria proposta por
NASCIMENTO [2005], quais são as composições com menores taxas de
resfriamento q
cr
(ou melhores valores GFA) a partir dos dados das Tabs. 5.1-2.
Para tanto é necessário primeiro estabelecer quais são os parâmetros
GS que
melhor definem as composições anteriores, de acordo com o apresentado no
CAPÍTULO 2.
Para cada um dos parâmetros
K descritos acima é possível estimar o
valor da habilidade de vitrificação (
GFA) a partir do parâmetro q
cr
. Importante
notar que alguns destes parâmetros K são definidos utilizando T
c
ao invés de
T
x
. De acordo com NASCIMENTO [2005] há uma relação do tipo
, onde C e D são constantes e K o correspondente
parâmetro GS. A correlação R
DKCq
cr
+=log
2
entre q
cr
e K é melhor para os parâmetros de
Hrubÿ (
K
H
, R
2
= 0,94) e Weinberg (K
W
, R
2
= 0,95), que também são os
menores valores das Tabs. 5.1-2. Isto quer dizer fisicamente que é mais fácil
produzir um vidro sem cristalizar que apresenta pequenos valores de q
cr
. Pode-
se dizer o mesmo ao afirmar que dificilmente o vidro cristaliza ao ser resfriado
[NASCIMENTO, 2005]. Esta é uma característica importante a ser almejada
para sistemas vítreos candidatos a fibras e guias de onda.
Pode-se tomar a amostra
AH1.6 como exemplo, ao utilizar o
parâmetro K
W
, onde log
10
q
cr
= 3,74−21,4K
W
(e considerando T
x
, ver
NASCIMENTO [2005]) pode-se estimar que
q
cr
W
≈ 0,051 K/s, ou seja, o
material vitrifica facilmente. Valor extremamente baixo também é encontrado
utilizando
K
H
, onde log
10
q
cr
= 3,03−3,13K
H
(q
cr
H
≈ 0,23 K/s). Importante
ressaltar que tais estimativas envolveram valores de
DSC obtidos com taxas
70
de 10
o
C/min. No entanto pode-se argumentar que a variação das
temperaturas características é relativamente pequena entre as taxas de
10
o
C/min e 20
o
C/min, mantendo valida a estimativa, ao menos na ordem de
grandeza. Estudos de estabilidade térmica como estes têm sido
freqüentemente utilizados na literatura [HARADA et al., 2004], embora
utilizando apenas parâmetros como K
A
, que apresenta relativa baixa correlação
em relação a outros parâmetros [NASCIMENTO, 2004].
5.1.2. ESPECTROS DE TRANSMITÂNCIA
Todos os espectros de transmissão foram obtidos à temperatura
ambiente na região que compreende o ultravioleta, visível e infravermelho
próximo utilizando-se um espectrofotômetro da marca VARIAN, modelo CARY
500 SCAN. As medidas foram obtidas para amostras com dimensões de (1,0 ×
0,7
× 0,1)cm e polidas adequadamente em ambas as faces. A seguir são
apresentados os espectros de transmitância das amostras vítreas estudadas
nessa dissertação, com os valores sem correção com respeito à troca de
lâmpadas (em
800nm) e detectores do espectrofotômetro (em 2250nm), e
ainda não normalizados com relação à espessura.
As composições A1.1, A1.6, AH1.1, AH1.2 e AH1.3, assim como as
composições B1.1 e B1.2, BH1.1, BH1.2 e BH1.3 mostraram relativa baixa
transmitância (
60-80%) em todo espectro analisado. Tal comportamento deve-
se à alta concentração de óxido de fósforo, e os modificadores
BaO e MgO
não parecem ter influenciado muito neste aspecto.
Em todos os espectros das Figs 5.5 - 6 pode-se observar, mesmo não
estando normalizados, que a transmitância é alta na região das janelas ópticas
(
800 a 1700nm) considerando as outras composições, e que largura da meia
altura da banda de alta transmissão (
300 a 2750nm) aumenta com a
concentração de La
2
O
3
. Tais características: alta transmitância e banda larga
de alta transmissão são importantes na escolha de um material que se
pretenda construir uma fibra óptica.
71
Pode-se observar ainda que uma nítida absorção é encontrada em
todas amostras por volta de
2660nm, além de uma banda difusa a partir de
2780nm. Esta banda difusa deve-se especificamente à vibração da hidroxila
(OH
−
), que é observada em outros sistemas fosfatos (2780 - 3330nm)
[OUCHETTO et al., 1991; ARRIAGADA et al., 1987], em que se associaram
estas bandas à concentração de hidroxilas excedentes superiores a
0,15mol/litro.
Apesar da constatação da presença de radicais OH
−
em todas as
composições e de saber que este fato é relativamente preocupante, pode-se
ainda levantar a questão de até que ponto este fato afetará o ganho numa fibra
óptica, construída com estas composições, na janela de
1530 nm. Tal
influencia encontra-se discutida no próximo item.
Portanto, pode-se concluir que o óxido de lantânio apresenta forte
influência tanto em propriedades ópticas quanto térmicas. Em especial
observa-se um aumento da transmitância e uma possível diminuição da
densidade de hidroxilas com o acréscimo de
La
2
O
3
.
72
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
20
40
60
80
100
120
f
e
d
c
b
TRANSMITÂNCIA (%)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
f
A1.6 (X = 10)
e
A1.5
d
(X = 8)
A1.4
c
(x = 6)
A1.3 (
b
x = 4)
A1.2
a
(x = 2)
A1.1
A1. 65-
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
5
. 10 PbO .
2
O
3
(mol%)
Primeira Rota
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 0)
X: ( X) P BaO . 10 XLa
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
f
e
d
c
b
TRANSMITÂNCIA (%)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
f
AH1.6 (X = 10)
e
AH1.5 (
d
X = 8)
AH1.4 (
c
X = 6)
AH1.3 (
b
X = 4)
AH1.2 (
a
X = 2)
AH1.1 (
Segunda Rota
AH1 65-
2
O
5
.14ZnO.1Al
2
O
5
.10 bO
2
O
3
(mol%)
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
X = 0)
.X: ( X) P BaO+10P .XLa
Figura 5.5. Transmitância no visível e infravermelho próximo das amostras A1 e AH1.
73
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
20
40
60
80
100
120
d
e
c
f
b
TRANSMITÂNCIA (%)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
f B1.6 (X = 10)
e
B1.5
d
(X = 8)
B1.4
c
(X = 6)
B1.3 (
b
X = 4)
B1.2
a
(X = 2)
B1.1
Primeira Rota
B1
2
O
5
.14ZnO.1Al
2
O
5
.10 bO
2
O
3
(mol %)
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 0)
.X: (65-X) P MgO+10P .XLa
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
120
e
d
f
c
b
TRANSMITÂNCIA (%)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
f BH1.6 (X = 10)
e
BH1.5 (
d
X = 8)
BH1.4 (
c
X = 6)
BH1.3 (
b
X = 4)
BH1.2 (
a
X = 2)
BH1.1 (
BH1 65-
2
O
5
.14ZnO.1Al
2
O
5
.10 0PbO
2
O
3
(mol%)
Segunda Rota
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
X = 0)
.X: ( X) P MgO+1 .XLa
Figura 5.6. Transmitância no visível e infravermelho próximo das amostras B1 e BH1.
5.1.3. ABSORÇÃO ÓPTICA
74
Os espectros de absorção óptica foram obtidos à temperatura
ambiente na região que compreende o ultravioleta, visível e infravermelho,
utilizando-se o mesmo espectrofotômetro marca VARIAN, modelo CARY
500
SCAN citado anteriormente. As amostras utilizadas nestas medidas foram as
mesmas das medidas de transmitância. A seguir são apresentados os
espectros de absorção óptica das amostras vítreas estudadas nessa
dissertação e normalizadas para a de menor espessura.
Observa-se, das Figs. 5.7-8, que a absorção óptica na região das
janelas ópticas (
800 nm a 1600nm) permanece relativamente baixa, conforme
esperado a partir dos dados de transmitância. A banda de absorção devido às
hidroxilas (
OH
−
), na faixa de 2780 nm a 3330 nm, diminui com o aumento da
concentração de
La
2
O
3
, quando adicionado à MgO (ou seja, nas séries B1 e
BH1). Pode-se dizer algo similar sobre a série AH1 (que contém BaO), ou
seja, a área sob a curva, naquele intervalo, diminui à medida que se aumenta a
composição de
La
2
O
3
. O mesmo não ocorre na série A1, onde a maior
composição de
La
2
O
3
também apresenta maior absorção de OH
−
. Esta banda
de absorção, como já foi citada anteriormente, é observada em outros sistemas
fosfatos [OUCHETTO et al., 1991; ARRIAGADA et al., 1987].
As curvas de absorção ótica não mostraram influência considerável
das rotas em uma possível diminuição da presença hidroxila. Desta forma,
pode-se concluir que a melhor escolha de um possível material a constituir
numa fibra óptica, pode tanto ser escolhido a partir da primeira rota de
amostras (série
A1 ou B1), quanto da segunda rota (série A1H ou B1H). Mas
há ainda medidas de índice de refração a se considerar, apresentadas a seguir.
75
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
f
c
b
a
d
a A1.1 (
X = 0)
b
A1.2
c
(X = 2)
A1.3
d
(X = 4)
A1.4
e
(X = 6)
A1.5
f
(X = 8)
A1.6
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
Primeira Rota
A1 5
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
5
. 10 bO .
2
O
3
(mol %)
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
e
(X = 10)
.X: (6 -X) P BaO . 10P XLa
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
b
f
a
e
d
c
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
Segunda Rota
AH1.
X
: X) P BaO+1 .XLa (65-
2
O
5
.14ZnO.1Al
2
O
5
.10 0PbO
2
O
3
(mol %)
a AH1.1
b
(X = 0)
AH1.2
c
(X = 2)
AH1.3 (
d
X = 4)
AH1.4
e
(X = 6)
AH1.5
f
(X = 8)
AH1.6
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 10)
Figura 5.7. Absorção ótica das séries A1 e AH1.
76
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
f
e
d
c
b
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
B1.X: (6 -X) P MgO+ .XLa5
2
O
5
.14ZnO.1Al
2
O
5
.10 10PbO
2
O
3
(mol %)
Primeira Rota
a B1.1
b
(X = 0)
B1.2
c
(X = 2)
B1.3
d
(X = 4)
B1.4
e
(X = 6)
B1.5
f
(X = 8)
B1.6
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 10)
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
f
e
d
c
b
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
Segunda Rota
BH1.X: -X) P 0MgO+1 .XLa(65
2
O
5
.14ZnO.1Al
2
O
5
.1 0PbO
2
O
3
(mol %)
a BH1.1 (
b
X = 0)
BH1.2 (
c
X = 2)
BH1.3 (
d
X = 4)
BH1.4 (
e
X = 6)
BH1.5 (
f
X = 8)
BH1.6
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 10)
Figura 5.8. Absorção ótica das séries B1 e BH1.
77
5.1.4. ÍNDICE DE REFRAÇÃO
As medidas de índice de refração foram feitas através do método de
acoplamento de prismas, usando um refratômetro Abbe, modelo 2WAJ do
IF/UNICAMP, com iluminação na faixa do visível. Abaixo estão listadas as
medidas do índice de refração de todas as amostras.
Tabela 5.3. Índice de refração de todas as amostras da primeira rota (erro de
±0,0005
).
Composição Índice de
refração
Composição Índice de
refração
A1.1 1,4577 B1.1 1,4753
A1.2 1,4661 B1.2 1,4754
A1.3 1,4676 B1.3 1,4758
A1.4 1,4718 B1.4 1,4776
A1.5 1,4726 B1.5 1,4772
A1.6 1,4766 B1.6 1,4758
T
abela 5.4. Índice de refração de todas as amostras da segunda rota (erro de
±0,0005).
Composição Índice de
refração
Composição Índice de
refração
AH1.1 1,4807 BH1.1 1,4703
AH1.2 1,4804 BH1.2 1,4731
AH1.3 1,4803 BH1.3 1,4736
AH1.4 1,4809 BH1.4 1,4752
AH1.5 1,4810 BH1.5 1,4748
AH1.6 1,4818 BH1.6 1,4750
Os dados das Tabs. 5.3 - 4 permitem observar resultados em função
do teor de terras raras e da influência de
BaO ou MgO, além da rota obtida. O
maior índice de refração é de
1,4818, pertencente à série AH1, e o menor
pertence a serie A1. Tal diferença, de 0,0241, representa uma variação
considerável em relação à pequena modificação de composição estabelecida
(teor de
MgO ou BaO e concentrações crescentes de La
2
O
3
).
78
0246810
1,455
1,460
1,465
1,470
1,475
1,480
1,485
1,490
1,495
1,500
A1.X: (
X: (
X: (
X: (
65 - X) P
2
O
5
14ZnO 1Al
2
O
3
. 10BaO 10PbO XLa
2
O
3
(mol%),
B1. 65 - X) P
2
O
5
14ZnO 1Al
2
O
3
10MgO 10PbO . XLa
2
O
3
(mol%),
AH1. 65 - X) [H
3
PO
4
] 14ZnO 1Al
2
O
3
. 10BaO 10PbO XLa
2
O
3
(mol%),
BH1. 65 - X) [H
3
PO
4
] 14ZnO 1Al
2
O
3
10MgO 10PbO . XLa
2
O
3
(mol%),
com X = 0; 2; 4; 6; 8 e 10 (mol%)
ÍNDICE DE REFRAÇÃO (n)
La
2
O
3
(mol%)
A1.X
B1.X
AH1.X
BH1.X
Figura 5.9. Variação do índice de refração em função da concentração de La
2
O
3
nas
séries A1, B1, AH1 e BH1.
De acordo com a Fig. 5.9 é possível perceber a influência do teor de
La
2
O
3
nas composições estudadas. Observa-se um maior incremento do
índice de refração da série
A1 em função de La
2
O
3
. A influência do valor do
índice de refração pelo MgO da série B1 é maior do que a de BaO da série
A1; e a situação se inverte ao se comparar os vidros das séries AH1 e BH1
via rota H
3
PO
3
. O índice de refração diverge bastante ao se comparar as rotas
A1 e AH1, e pouco ao se comparar as rotas B1 e BH1. Praticamente o índice
de refração não se modifica em função do teor de La
2
O
3
na série AH1.
Pode-se concluir, observando as tabelas acima, que o índice de
refração tem pequena variação com a concentração de La
2
O
3
(excetuando a
série A1) e este mesmo índice, nas amostras da segunda rota, é relativamente
igual ou maior naquelas da primeira rota.
5.2. SEGUNDA ETAPA DO PROJETO
Esta segunda etapa tem como objetivo escolher duas composições:
uma para o núcleo da fibra óptica, de maior índice de refração, e outra para a
casca, de menor índice de refração. Esta diferença de índice de refração é
necessária, pois, para que o sinal venha percorrer tal fibra, este sofra reflexão
interna total na interface núcleo-fibra, evitando assim a dispersão [RIBEIRO,
2003]. Estas duas composições, com índices de refração diferentes, devem ter
além de boas propriedades térmicas (alto valor do parâmetro de estabilidade
GS), boas propriedades ópticas.
Como as propriedades ópticas de transmitância e absorção não foram
muito influenciadas pelas rotas, escolheu-se a preparação de amostras que
apresenta maior facilidade de preparação. Assim sendo, optou-se, nesta
segunda etapa, pela rota alternativa usando
H
3
PO
4
, e especificamente pelas
composições AH1.6 e BH1.6.
A proposta desta segunda etapa foi verificar a influência do
PbO
(variando entre 0 e 10 mol%), tomando uma concentração fixa de La
2
O
3
de
10mol%. Tais composições químicas são agora definidas como pertencentes
às séries AH2 e BH2.
5.2.1 CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA (
DSC)
Seguindo os mesmos procedimentos usados na primeira etapa com a
mesma taxa de aquecimento, obteve-se as mesmas temperaturas
características e os respectivos parâmetros
GS, listados na Tab. 5.5. Alguns
termogramas são apresentados na Fig. 5.10.
O incremento de
PbO não apresentou efeito proporcional em T
g
na
série
AH2, apresentando um máximo em AH2.4. Na série BH2 o T
g
mostrou-
se praticamente constante, com exceção da amostra BH2.2. A adição de PbO
acusou ainda um máximo nas medidas de
T
x
e T
c
em ambas as séries AH2 e
BH2. O efeito mais nítido da participação do óxido de chumbo se deu na
determinação do ponto de fusão. Tal presença, considerando ser o
PbO um
81
formador vítreo, diminuiu T
m
nas amostras em questão. A substituição de BaO
por MgO não apresentou variação notável nas temperaturas características,
como ocorrido na primeira etapa.
Tabela 5.5. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
G
S
das séries AH2 e BH2.
Composição
T
g
(
o
C)
T
x
(
o
C)
T
c
(
o
C)
T
m
(
o
C)
K
A
K
H
K
LL
K
W
AH2.1 445,5 774,4 931,7 1081,1 328,9 1,072 0,505 0,243
AH2.2 464,4 834,6 920,1 1061,4 370,2 1,632 0,535 0,277
AH2.3 470,5 818,7 908,3 1056 348,2 1,467 0,527 0,262
AH2.4 471,7 750,6 855,8 1052,3 278,9 0,924 0,495 0,210
AH2.5 463,8 791,5 855,6 1045,5 327,7 1,290 0,518 0,249
AH2.6 460 773,2 833,9 1030 313,2 1,220 0,514 0,240
BH2.1 471,3 662,9 755,7 1073 191,6 0,467 0,448 0,142
BH2.2 458,5 846,6 920,1 1061,2 388,1 1,808 0,542 0,291
BH2.3 472,3 846,6 929,9 1050,9 374,3 1,832 0,541 0,283
BH2.4 473,5 833,8 900,2 1056,2 360,3 1,620 0,533 0,271
BH2.5 471,2 827,0 892,2 1052,5 355,8 1,578 0,531 0,268
BH2.6 473,6 785,6 865,6 1032 312 1,266 0,516 0,239
Os parâmetros de estabilidade
GS (especificamente K
H
e K
W
)
apresentaram valores pequenos; já o parâmetro de Angell (
K
A
) é relativamente
grande, todos estes valores encontram-se dentro do esperado, e são da
mesma ordem de grandeza dos obtidos na primeira etapa.
82
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
0.16
0.18
0.20
0.22
0.24
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
AH2.6
T
g
= 460
o
C
T
x
= 773,2
o
C
T
m
= 1030
o
C
T
c
= 833,9
o
C
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.02
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
BH2.6
T
g
= 473,6
o
C
T
x
= 785,6
o
C
T
c
= 865,6
o
C
T
m
= 1032,0
o
C
Figura 5.10. Termogramas DSC das amostras AH2.6 e BH2.6, aquecidas à taxa de
20
o
C/min.
83
5.2.2. ESPECTROS DE TRANSMITÂNCIA
Usando o mesmo equipamento usado na primeira etapa, também à
temperatura ambiente, obtiveram-se os vários espectros de transmitância
mostrados abaixo.
As composições
AH2.1 e AH2.2, assim como a composição BH2.2
mostraram relativa baixa transmitância (60-80%) em todo espectro analisado.
Tal comportamento deve-se à alta concentração de óxido de fósforo, e os
modificadores BaO e MgO não parecem ter influenciado muito neste aspecto.
Pode-se observar, em todos os espectros da Fig 5.11, mesmo não
estando normalizados, que a transmitância é alta na região das janelas ópticas
(
800 a 1700nm) considerando as outras composições, e que a largura à meia
altura da banda de alta transmissão (300 a 2750 nm) em geral aumenta com a
concentração de
PbO.
Pode-se observar ainda a presença de bandas de absorção por volta
de
2780 nm, correspondendo à presença de hidroxila, como foi também
comentado na primeira etapa deste trabalho.
84
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
20
40
60
80
100
f
e
d
c
b
AH2.X: ( X) P XPb
X =
65 -
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . O . 10La
2
O
3
(mol%)
com 0; 2; 4; 6; 8; 10 (mol%)
TRANSMITÂNCIA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
f AH2.6 ( 0%)
e
X = 1
AH2.5 (
d
X = 8%)
AH2.4 (
c
X = 6%)
AH2.3 ( 4%)
b
X =
AH2.2 (
a
X = 2%)
AH2.1 (
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
X = 0%)
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
20
40
60
80
100
f
e
d
c
b
BH2.X: X) P X P
X = 0; 2; 4;
(65 -
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10MgO . bO . 10La
2
O
3
(mol%),
com 6; 8; 10 (mol%)
TRANSMITÂNCIA (u.a)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
f BH2.6 )
e
(X = 10%
BH2.5
d
(X = 8%)
BH2.4
c
(X = 6%)
BH2.3 ( )
b
X = 4%
BH2.2
a
(X = 2%)
BH2.1
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 0%)
Figura 5.11. Transmitância no visível e infravermelho próximo das amostras AH2 e
BH2.
85
5.2.3. ABSORÇÃO ÓPTICA
Usando o mesmo equipamento da primeira etapa, também à
temperatura ambiente, foram obtidos os espectros de absorção óptica
mostrados a seguir.
Pode-se observar que a absorção óptica é baixa na região das janelas
ópticas (
300nm a 1600nm) e a banda de baixa absorção torna-se mais larga
com o aumento da concentração de
PbO. Observa-se também, como
comentado anteriormente, a presença do radical
OH
−
, por volta de 2780nm,
cuja meia-altura da banda de absorção diminui com o aumento da
concentração de
PbO. Novamente, a substituição de BaO por MgO não
influenciou sobremaneira as propriedades óticas nas regiões do visível e
infravermelho próximos.
No entanto, foram ainda realizadas medições de Raman e índice de
refração nestas mesmas amostras, citadas adiante, e que devem ser
consideradas na escolha das composições para a casca e o núcleo da fibra.
86
500 1000 1500 2000 2500 3000
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
f
e
d
c
b
AH2.
X: ( X) XPb
X
65 - P2O5 . 14ZnO . 1Al2O3 . 10BaO . O . 10La2O3 (mol%)
com = 0; 2; 4; 6; 8; 10 (mol%)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
a AH2.1 ( )
b
X = 0%
AH2.2 ( )
c
X = 2%
AH2.3 ( %)
d
X = 4
AH2.4 ( )
e
X = 6%
AH2.5 ( )
f
X = 8%
AH2.6 ( )
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
X = 10%
0 500 1000 1500 2000 2500 3000
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
f
e
d
c
b
BH2.X: ( X) X Pb
X =
65 - P2O5 . 14ZnO . 1Al2O3 . 10MgO . O . 10La2O3 (mol%),
com 0; 2; 4; 6; 8; 10 (mol%)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
a BH2.1 )
b
(X = 0%
BH2.2 )
c
(X = 2%
BH2.3 )
d
(X = 4%
BH2.4 )
e
(X = 6%
BH2.5 )
f
(X = 8%
BH2.6
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
(X = 10%)
Figura. 5.12. Absorção ótica das séries AH2 e BH2.
87
5.2.4. RAMAN
Foram efetuados estudos de espectroscopia Raman desta etapa. Para
melhor compreensão dos espectros utilizamos a terminologia
Q
i
de unidades
tetraedrais de fosfatos, onde i representa o número de oxigênios ponteantes
por tetraedros PO
4
.
De um modo geral, as mesmas vibrações (com exceção de uma)
foram observadas nas duas series desta etapa. Segue uma breve discussão
das vibrações fundamentais observadas na Fig. 5.13.
De acordo com HARADA et al. [2004] e VELLI et al. [2005], as bandas
entre
1000 e 1400cm
−1
devem-se aos modos de estiramento simétricos e
assimétricos de ligações terminais
P, enquanto as bandas entre 620 e 820cm
−1
devem-se aos modos de estiramento simétricos e assimétricos de ligações
terminais
O. Todas as amostras exibiram o espalhamento Raman em
1180cm
−1
, devido às unidades metafosfato Q
2
. As bandas próximas a 950cm
−1
representam unidades ortofosfato
Q
0
.
JERMOUMI et al. [2002] verificaram sinais Raman característicos em
bário-ferro-fosfatos, cuja análise também encontra-se em acordo com os dados
de HARADA et al. [2004] e GUO & CHEN [1996], que também podem ser
identificados na Fig. 5.13:
i) estiramento P=O em 1245cm
−1
, que é a linha de
maior intensidade: ii) freqüência característica dos grupos PO
−
em 1167cm
−1
;
iii) vibração de estiramento simétrica PO
2
em 1079cm
−1
; iv) vibração simétrica
de estiramento
P−O−P em 783 e 705cm
−1
; v) vibração por dobra (δ) P−O em
524cm
−1
.
88
250 500 750 1000 1250 1500 1750
0
20
40
60
80
100
120
140
160
180
(P − O − P)
S
(PO
2
)
S
P − O
−
P = O
Intensidade (u.a.)
Comprimento de Onda (cm
−1
)
AH2.1
AH2.2
AH2.3
AH2.4
AH2.5
AH2.6
δ(P − O)
δ(P − O)
Número de Onda (cm
-1
)
250 500 750 1000 1250 1500 1750
0
10
20
30
40
50
60
70
80
Intensidade (u.a.)
Comprimento de Onda (cm
−1
)
BH2.1
BH2.2
BH2.3
BH2.4
BH2.5
BH2.6
(P − O − P)
S
(PO
2
)
S
P − O
−
P = O
δ(P − O)
δ(P − O)
Número de Onda (cm
-1
)
Figura 5.13. Espectros Raman das séries AH2 e BH2.
89
Uma banda adicional foi observada na amostra
AH2.1 em 1611cm
−1
,
que merece ser investigada. Outra, para todas as amostras das séries AH2 e
BH2
, foi observada em 320cm
−1
. GUO & CHEN [1996] observaram bandas em
403, 124 e 115cm
−1
em sistemas Al
2
O
3
−BaO−PbO−P
2
O
5
, e atribuíram a
estes sinais as vibrações dos íons de alumínio, bário e chumbo,
respectivamente. Não se pode afirmar aqui que tal banda em
320cm
−1
seja
creditada à vibração especifica de um íon. VELLI et al. [2005] afirmou
recentemente que tal banda se deve às vibrações por dobra (
δ) P−O de
unidades
Q
2
em metafosfatos de bário, cálcio, estrôncio e magnésio, o que
parece ser uma interpretação mais razoável.
5.2.5 ÍNDICE DE REFRAÇÃO
Na Tab. 5.6 estão listadas as medidas do índice de refração
encontradas para todas as amostras desta etapa.
Tabela 5.6. Índice de refração das amostras da segunda etapa (erro de ±0,0005).
Amostra Índice de
Refração
Amostra Índice de
Refração
AH2.1 1,4850 BH2.1 1,4769
AH2.2 1,4861 BH2.2 1,4793
AH2.3 1,4863 BH2.3 1,4819
AH2.4 1,4873 BH2.4 1,4842
AH2.5 1,4901 BH2.5 1,4881
AH2.6 1,4916 BH2.6 1,4905
Pode-se observar que a presença de BaO na composição torna o
índice de refração maior do que com a presença de MgO nas séries de
amostras escolhidas, como foi também observado na primeira etapa. Outro fato
digno de nota é que o índice de refração aumenta com a concentração de
PbO,
o que era esperado.
90
0246810
1,476
1,477
1,478
1,479
1,480
1,481
1,482
1,483
1,484
1,485
1,486
1,487
1,488
1,489
1,490
1,491
1,492
1,493
AH2.X: ( X) P XPbO
X: ( X) P
X
X
65 -
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . . 10La
2
O
3
(mol%),
BH2. 65 -
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10MgO . PbO . 10La
2
O
3
(mol%),
com = 0; 2; 4; 6; 8; 10 (mol%)
ÍNDICE DE REFRAÇÃO (n)
PbO (mol %)
AH2.X
BH2.X
Figura 5.14. Variação do índice de refração em função da concentração de PbO nas
séries
AH2 e BH2.
5.3. TERCEIRA ETAPA DO PROJETO
O objetivo nesta terceira etapa é escolher a composição, dentre todas
pré-estabelecidas e agora dopadas com concentrações crescentes de óxido de
érbio, que apresentar o maior “ganho”, caso se construa, com este material,
uma fibra para um amplificador óptico. O íon
Er
3+
que aparece nas
composições funciona como um dos elementos fundamentais deste
amplificador. Este “ganho” depende de fatores tais como: alta transmitância,
baixa absorção óptica, alto tempo vida do nível metaestável de interesse (no
caso
4
I
13/2
), baixa perda via interação íon-íon, como citado no CAPÍTULO 2. O
ganho real numa fibra, utilizada num amplificador óptico, depende também de
fatores como as dimensões desta fibra, mas esta etapa não será explicitado
neste trabalho, já que a construção de tal fibra não é o objetivo final desta
dissertação.
Observa-se, analisando os resultados da segunda etapa, que todas as
amostras apresentaram boa transmitância e, portanto, baixa absorção, na
região das janelas ópticas. Para a maior concentração de
PbO a largura da
banda se torna maior, tornando assim os resultados da transmitância e
absorção ainda melhores. Para todas as composições os parâmetros térmicos
são relativamente altos, indicando boa estabilidade térmica. Como visto
também, o índice de refração aumenta com a concentração de
PbO.
Desta forma a escolha para a composição do núcleo baseia-se na amostra
AH2.6, já que esta reúne as melhores características, como maior índice de
refração, maior largura da banda de alta transmitância e baixa absorção óptica,
baixa densidade de radicais
OH
−
e bons parâmetros térmicos.
Doravante, a amostra
AH2.6 será denominada de AH3.0 (X = 0), em
que será dopada com concentrações crescentes de
Er
2
O
3
: AH3.X: 55P
2
O
5
.
14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %) + XEr
2
O
3
(peso%),
com X = 0; 1; 2; 3; 4; 5 (peso% de Er
2
O
3
). Já para a casca foi escolhida a
amostra
BH2.1 (65P
2
O
5
⋅ 14ZnO ⋅ 1Al
2
O
3
⋅ 10MgO ⋅ 0PbO ⋅ 10La
2
O
3
92
(mol%)), por apresentar menor índice de refração dentre todas as amostras da
segunda etapa, conforme Tab. 5.6, que não será dopada com íons de érbio.
As amostras dopadas com concentrações crescentes de
Er
2
O
3
foram
submetidas a 250ºC por 30 minutos e em seguida a 1300ºC, também, pelo
mesmo intervalo de tempo, devido à presença deste óxido, na composição
química, exigir maior temperatura de fusão do que as amostras da primeira e
segunda etapas.
5.3.1. CALORIMETRIA DIFERENCIAL DE VARREDURA (
DSC)
Obteve-se, seguindo os mesmos procedimentos usados nas primeira e
segunda etapa (a partir da mesma taxa de aquecimento) as várias
temperaturas características e os vários parâmetros GS, listados na Tab. 5.7.
Nesta etapa T
g
apresentou sensível variação com o acréscimo de
oxido de érbio. Picos de cristalização intermediários apareceram nitidamente
em algumas composições, mas mesmo considerando tais picos os parâmetros
de estabilidade
K continuam apresentando altos valores, como por exemplo,
K
A
na amostra AH3.2, que seria próximo de 200
o
C. A temperatura de fusão
notadamente aumentou em relação às etapas anteriores, estando próximo (e
acima) de
1200
o
C. Os parâmetros GS continuam altos, apesar se considerar
tais pequenos picos de cristalização intermediários.
Pode-se observar na Tab. 5.7 que os valores do parâmetro de Angell
(K
A
) permaneceram praticamente constantes considerando-se a variação da
concentração do óxido de érbio. Este resultado é cerca de duas vezes maior do
que os resultados obtidos por GORVENIA [2004], mostrando com isto que do
ponto de vista apenas das propriedades térmicas tais vidros fosfatos
apresentam maior estabilidade térmica do que os vidros a base de óxido de
telúrio, sendo por isso, bons candidatos ao estiramento de fibras.
93
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
AH3.0
T
g
= 475
o
C
T
x
= 769,3
o
C
T
c
= 888
o
C
T
m
= 1050
o
C
300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200
0.04
0.06
0.08
0.10
0.12
0.14
DSC (µV/mg)
T (
o
C)
AH3.2
T
g
= 489,7
o
C
T
x
= 824,1
o
C
T
c
= 916,1
o
C
T
m
= 1161,3
o
C
Figura 5.15. Termogramas DSC das amostras AH3.0 e AH3.2, aquecida à taxa de
20
o
C/min.
94
Tabela 5.7. Temperaturas características obtidas via calorimetria exploratória de
varredura das amostras, além de alguns parâmetros
G
S
da série AH3.X.
Composição
T
g
(
o
C)
T
x
(
o
C)
T
c
(
o
C)
T
m
(
o
C)
K
A
K
H
K
LL
K
W
AH3.0 475 769,3 888 1050 294,3 1,048 0,503 0,222
AH3.1 486,2 765,1 912,5 1167,1 278,9 0,694 0,472 0,194
AH3.2 489,7 824,1 916,1 1161,3 334,4 0.992 0.499 0,233
AH3.3 491,5 783,2 891,9 - 291,7 -- -- --
AH3.4 493,9 775,2 891,1 1191,2 281,3 0,676 0,470 0,192
AH3.5 494 803,2 895,9 - 309,2 -- -- --
5.3.2. ESPECTROS DE TRANSMITÂNCIA
A Fig. 5.16 mostra os espectros de transmitância da matriz vítrea
AH3.X dopada com concentrações crescentes de XEr
2
O
3
(X = 1, 2, 3, 4 e 5
(
peso%)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa que vai do ultravioleta ao
infravermelho, próximos, utilizando o mesmo equipamento e procedimentos
das primeiras e segundas etapas.
95
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0
20
40
60
80
100
f
f
e
d
c
AH3.X: 55 P
XEr
X =
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com 0; 1; 2; 3; 4; 5
TRANSMITÂNCIA (%)
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
a AH3.0 (
b
X = 0)
AH3.1 (
c
X = 1)
AH3.2 (
d
X = 2)
AH3.3 (
e
X = 3)
AH3.4 (
f
X = 4)
AH3.5 (
2 857
3 333
4 000
5 000
6 667
10 000
20 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
a
b
X = 5)
Figura 5.16. Espectros de transmitância da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e 5
(peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do ultravioleta ao
infravermelho, próximos.
Observa-se, através dos espectros da Fig. 5.16, que a transmitância é
alta numa faixa que vai desde
300 nm (33333 cm
-1
) até cerca de 2500 nm
(4000 cm
-1
), mesmo estes espectros não estando normalizados, como dá
indícios, novamente, da presença do radical OH
-
(hidroxila) com banda de
absorção que se inicia em torno de 2780 nm, como foi comentado nas etapas
anteriores deste trabalho.
A Fig. 5.17 mostra com mais detalhes os espectros de transmitância da
matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e 5 (peso% de Er
2
O
3
)), obtidos,
também, à temperatura ambiente, na faixa do infravermelho. Estes espectros
mostram bandas profundas indicando a presença de grande quantidade de
hidroxilas OH [OUCHETTO et al., 1991; ARRIAGADA et al. 1987; YAN et al.,
1995]. E o corte da absorção dos vidros na região do infravermelho no entorno
de 2500 cm
-1
. O corte da absorção ocorria no entorno de 4500 a 3000 cm
-1
nos
96
vidros sem dopagem com Er. Pela presença dos íons de Er na matriz vítrea
hospedeira este corte foi deslocado para valores menores da energia,
indicando que o Er
2
O
3
influencia no comportamento estrutural da matriz.
5000 4000 3000 2000
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
e
d
f
b
c
a AH3.0 (X = 0)
b
AH3.1 )
c
(X = 1
AH3.2 )
d
(X = 2
AH3.3 )
e
(X = 3
AH3.4 )
f
(X = 4
AH3.5 ( )
AH3 5 P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com = 0; 1; 2; 3; 4; 5
5000
33332500
COMPRIMENTO DE ONDA (nm)
Transmitância (%)
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
2000
a
X = 5
.X: 5
X Er
X
Figura 5.17. Espectros de transmitância da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e 5
(peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do infravermelho.
Através dos espectros da Fig. 5.16, observa-se, também, bandas de
absorção, devido à presença de íons de
Er
3+
inseridos na matriz vítrea AH3.X,
sendo que as mais visíveis estão centradas em torno de 1534 nm (6 519 cm
-
1
), 978 nm (10225 cm
-1
), 802 nm (12469 cm
-1
), 651 nm (15361 cm
-1
),
544nm (18382 cm
-1
), 520 nm (19231 cm
-1
), 488 nm (20492 cm
-1
), 451 nm
(22173 cm
-1
), 449 nm (22272 cm
-1
), 407 nm (24570 cm
-1
), 377 nm (26525
cm
-1
) e 365 (27397 cm
-1
), em que suas intensidades aumentam com a
concentração de
Er
2
O
3
.
97
A banda de absorção centrada em torno de 1534 nm (6519 cm
-1
) é de
fundamental importância na amplificação óptica devido corresponder à terceira
janela óptica. Portanto, devido a este fato e a um dos objetivos específicos
desta pesquisa, quanto a utilizar íons de
Er
3+
inseridos na matriz vítrea como
elemento fundamental na construção de um amplificado óptico, é importante
obter-se mais informações dessa banda como, por exemplo, largura da meia
altura e intensidade da banda de emissão correspondente, bem como o tempo
de vida do estado eletrônico
4
I
13/2
que dá origem a transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
.
5.3.3. ABSORÇÃO ÓPTICA (
AO)
Estados de energia de íons de Terra Rara podem ser verificados,
utilizando espectros de absorção, em que cada banda corresponde uma
transição eletrônica permitida.
A Fig. 5.18 mostra os espectros de absorção óptica da matriz vítrea
AH3.X dopada com concentrações crescentes de XEr
2
O
3
(X = 0, 1, 2, 3, 4 e
5
(peso%)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do ultravioleta ao
infravermelho, próximos, em que se observa, tanto as bandas devido às
transições eletrônicas permitidas para os íons de Er
3+
como a banda que se
inicia em torno de
2780 nm (3 597 cm
-1
) devido à presença de hidroxilas (OH
-
)
[YAN et al, 1995].
Em seguida, a Fig. 5.18 será desmembrada nas Figs. 5.19-21, para
efetuar-se um estudo mais detalhados dessas bandas de absorção óptica em
função da concentração de íons de Er
3+
na matriz vítrea AH3.X.
Pode-se observar na Fig. 5.19 que para diferentes concentrações
Er
2
O
3
na matriz vítrea
AH3.X, a banda que se inicia em torno de 2780 nm (3 597
cm
-1
), praticamente, mantém-se inalterada, onde se pode concluir que os íons
Er
3+
não mudam a densidade de hidroxilas no referido material.
98
500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
0,0
0,4
0,8
1,2
1,6
2,0
AH3.X:
X Er
X =
55 P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com 0; 1; 2; 3; 4; 5
b
6 667
2 85
7
5 000
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a)
COMPRI MENTO DE ONDA (nm)
f AH3.5 ( )
e
X = 5
AH3.4 )
d
(X = 4
AH3.3 )
c
(X = 3
AH3.2 ( 2)
b
X =
AH3.1 )
a
(X = 1
AH3.0 )
10 000
3 333
4 000
20 000
a
c
d
e
f
(X = 0
Figura 5.18. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3,
4 e 5 (peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do
ultravioleta ao infravermelho, próximos.
99
2600 2800 3000 3200
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
AH3.X: 55 P
X Er
X = 0;
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com 1; 2; 3; 4; 5
3 1253 333
3 571
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
a AH3.0 (X = 0)
b
AH3.1 (X = 1)
c
AH3.2 (X = 2)
d
AH3.3 (X = 3)
e
AH3.4 (X = 4)
f
AH3.5 (X = 5)
a
b
c
d
e
f
3 846
Figura 5.19. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4
e 5 (peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, no infravermelho
próximo.
A Fig. 5.20 mostra as bandas de absorção óptica na faixa do ultravioleta
ao infravermelho, próximos, em que cada banda corresponde a transições
eletrônicas permitidas entre o estado fundamental e os de maior energia de
íons de
Érbio (Er
3+
).
Identificaram-se, com base na literatura [CARNALL, 1965], todas as
bandas de absorção ópticas verificadas na Fig. 5.20, atribuindo suas transições
correspondentes.
Observa-se, na Fig. 5.20, que a banda de AO centrada em torno de
365
nm (27397 cm
-1
) corresponde à transição eletrônica de absorção
4
I
15/2
→
4
G
9/2
. Já as transições eletrônicas permitidas do estado fundamental (
4
I
15/2
)
para os mais energéticos (
2
P
3/2
,
2
K
13/2
,
4
G
5/2
,
2
P
1/2
,
4
G
7/2
,
2
D
5/2
,
2
H
9/2*,
4
D
5/2
,
4
D
7/2
,
2
I
11/2
,
2
L
17/2
,
2
D
3/2
,
4
D
3/2
,
2
I
13/2
, ...) não foram observadas devido a matriz
100
vítrea hospedeira dos íons de Er
3+
conter, em sua composição ZnO, que
apresenta um gap óptico em torno de 375 nm (E
gap
= 3,3 eV; 26667 cm
-1
)
[Yang, 2005].
300 400 500 600 700 800 900 1000
0,0
0,4
0,8
1,2
1,6
2,0
2,4
2,8
AH3.X: 55
X Er
X =
P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com 0; 1; 2; 3; 4; 5
4
I
15/2
12 500
2
G
9/2
2
H
11/2
4
I
9/2
b
20 000
10 00
0
16 667
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a)
COMPRI MENTO DE ONDA
(
nm
)
f AH3.5 ( 5)
e
X =
AH3.4 ( 4)
d
X =
AH3.3 ( 3)
c
X =
AH3.2 2)
b
(X =
AH3.1 ( 1)
a
X =
AH3.0 ( 0)
25 000
11 111
14 286
33 333
a
c
d
e
f
X =
4
I
15/2
4
I
11/2
4
F
9/2
4
I
15/2
4
S
3/2
4
I
15/2
4
I
15/2
4
F
7/2
4
I
15/2
4
I
15/2
4
F
5/2
4
I
15/2
4
F
3/2
4
I
15/2
4
I
15/2
4
G
11/2
4
I
15/2
4
G
9/2
n
Figura 5.20. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e 5
(peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, na faixa do ultravioleta ao
i fravermelho, próximos.
A Fig. 5.21 mostra os espectros de
AO da matriz vítrea AH3.X dopada
com concentrações crescentes de
Er
2
O
3,
em que a banda centrada em torno
de 1534nm (6519 cm
-1
) corresponde à transição
4
I
15/2
→
4
I
13/2
. Observa-se
que a intensidade dessa banda de absorção óptica aumenta com a
concentração de
Er
2
O
3
.
101
1400 1450 1500 1550 1600 1650 1700
0,1
0,2
0,3
0,4
AH3.X: 5
X Er
X
5 P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com = 0; 1; 2; 3; 4; 5
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a)
COMPRI MENTO DE ONDA (nm)
f AH3.5 )
e
(X = 5
AH3.4
d
(X = 4)
AH3.3
c
(X = 3)
AH3.2 2)
b
(X =
AH3.1
a
AH3.0
4
I
15/2
(X = 1)
(X = 0)
4
I
11/2
5 8826 061
6 250
6 4526 6676 897
7 143
e
f
d
c
b
a
(
Figura 5.21. Espectros de absorção óptica da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e 5
peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, no infravermelho próximo.
O diagrama de energia da Fig. 5.22 foi construído com base nas Figs.
5.18-21, em que nem todas as transições permitidas, segundo a Teoria de
Judd-Ofelt, foram observadas devido a matriz vítrea
AH3.X hospedeira dos
íons de
Érbio conter, em sua composição, ZnO, que apresenta um gap óptico
em torno de
375 nm (E
gap
= 3,3 eV; 26 667 cm
-1
) [Yang, 2005]. Cada transição
do estado fundamental (
4
I
15/2
) para os estados mais energéticos (
4
I
13/2
,
4
I
11/2
,
4
I
9/2
,
4
F
9/2
,
4
S
3/2
,
2
H
11/2
,
4
F
7/2
,
4
F
5/2
,
4
F
3/2
,
2
G
9/2
,
4
G
11/2
e
4
G
9/2
) está
representada no diagrama de energia, correspondendo, respectivamente, às
bandas de AO centradas em torno de 1534 nm (6 519 cm
-1
), 978 nm (10225
cm
-1
), 802 nm (12469 cm
-1
), 651 nm (15361 cm
-1
), 544nm (18382 cm
-1
),
520 nm (19231 cm
-1
), 488 nm (20492 cm
-1
), 451 nm (22173 cm
-1
), 449 nm
102
(22272 cm
-1
), 407 nm (24570 cm
-1
), 377 nm (26525 cm
-1
), 365 (27397 cm
-
1
) dos íons de Er
3+
inseridos na matriz vítrea AH3.X.
Ener
g
ia
(
x 10
3
cm
-1
)
4
G
11/2
2
H
11/2
4
I
15
/
2
4
I
13/2
4
I
11/2
4
I
9
/
2
4
F
9/2
4
S
3
/
2
4
F
7
/
2
4
F
3/2
5/2
2
G
9
/
2
4
G
9/2
978n
m
802n
m
651n
m
544n
m
520n
m
488n
m
451n
m
407n
m
377n
m
365n
m
1534n
m
0
5
10
15
20
25
6519 cm
-1
Figura 5.22. Diagrama de energia dos íons de Er
3+
[CARNALL, 1965].
A Tab. 5.8 mostra tanto os valores dos níveis de energia calculados por
W. T. Carnall [CARNALL, 1965] como os observados através dos espectros de
AO nas Figuras 5.20 e 5.21, para íons de
Er
3+
. Podem-se observar diferenças
de energia, relativamente, pequenas entre os valores calculados e os
observados experimentalmente. Este fenômeno é conhecido na literatura e
pode ser atribuído ao tipo de material hospedeiro de íons de
Érbio [CARNALL,
1965].
103
Tabela 5.8. Transições, comprimento de onda, energia calculada e experimental, para o
Er
3+
na matriz AH3.X. (DM → transição via dipolo magnético, DE → transição via dipolo
elétrico) [CARNALL, 1965].
,
Energia (cm
-1
) Transição
4
I
15/2
→
Experimental Calculada
∆E
(cm
-1
)
Mecanismo
4
I
13/2
6519 (1534 nm) 6547 (1527 nm) -28
DM/DE
4
I
11/2
10225 (978 nm) 10177 (983 nm) 48 DE
4
I
9/2
12469 (802 nm) 12325 (811 nm) 144 DE
4
F
9/2
15361 (651 nm) 15144 (660 nm) 217 DE
4
S
3/2
18382 (544 nm) 18305 (546 nm) 77 DE
2
H
11/2
19231 (520 nm) 19211 (521 nm) 20 DE
4
F
7/2
20492 (488 nm) 20300 (491 nm) 192 DE
4
F
5/2
22173 (451 nm) 21950 (451 nm) 223 DE
4
F
3/2
22272 (449 nm) 22308 (448 nm) -36 DE
2
G
9/2
24570 (407 nm) 24478 (409 nm) 92 DE
4
G
11/2
26525 (377 nm) 26434 (378 nm) 91 DE
4
G
9/2
27397 (365 nm) 27412 (365 nm) -15 DE
Além das observações e conclusões já efetuadas, com base nas Figs.
5.18-21 e na Tab. 5.8, pode-se concluir, também, que os íons
Er
3+
não
provocaram uma perturbação significativa nos estados dos seus visinhos, já
que as posições das suas bandas de
AO permanecem fixa em função da
concentração deles.
Até então, estudou-se os estados de energia dos íons de
Er
3
+
com base
em espectros de absorção óptica. Em seguida, faz-se necessário o estudo da
transição radiativa permitida (
4
I
13/2
→
4
I
15/2
), que é de interesse desta pesquisa,
em que se pode observar através da aquisição de espectros de
fotoluminescência (
PL), como segue.
104
5.3.4. FOTOLUMINESCÊNCIA (
PL)
A Fig. 5.23 mostra os espectros
PL da matriz vítrea AH3.X dopada
com concentrações crescentes de íons de
Er
2
O
3
, obtidos à temperatura
ambiente, utilizando a linha de excitação
514,5 nm (19436 cm
-1
,
4
I
15/2
→
2
H
11/2
) de um laser de Ar
+
, em que se observa uma banda de emissão
centrada em torno de
1535 nm (6515 cm
-1
;
4
I
13/2
→
4
I
15/2
), que é a de
interesse desta pesquisa.
Observa-se que a intensidade da banda de emissão centrada em torno
de
1535 nm (6 515 cm
-1
) aumenta com a concentração de Er
2
O
3
.
É importante ressaltar, que diante dos objetivos deste trabalho de
pesquisa, a transição eletrônica de emissão permitida para íons de
Er
3+
,
de
maior interesse é
4
I
13/2
→
4
I
15/2
. Isto devido a vários fatores como, por exemplo,
o estado metaestável
4
I
13/2
apresenta tempo de vida relativamente grande e
que tanto a banda de emissão como a de absorção, resultantes de transições
eletrônicas entre
4
I
13/2
e
4
I
15/2
, estão centradas em torno da terceira janela
óptica.
Outro fator relevante, quando se trata de amplificação óptica, é a
largura da meia altura da banda de emissão. Portanto, quanto maior for à
largura da banda de emissão mais canais podem ser utilizados na transmissão
de informações ao mesmo tempo. Diante destes fatos relevantes far-se-á
necessário, tanto a determinação do tempo de vida do estado
4
I
13/2
como a
largura da meia altura da banda de emissão correspondente à transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
dos íons de Er
3+
são determinadas, como segue.
105
1400 1450 1500 1550 1600 1650 1700
0
2
4
2
H
11/2
4
I
15/2
4
I
13/2
4
I
15/2
AH3.X: 55
X Er
X = 0;
P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com 1; 2; 3; 4; 5
f
e
d
c
b
5882
6061
6250
6452
6667
6897
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
FOTOLUMINESCÊNCIA (u.a.)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
7143
a
4
I
13/2
f AH3.5 (X = 5)
e
AH3.4 (X = 4)
d
AH3.3 (X = 3)
c
AH3.2 (X = 2)
b
AH3.1 (X = 1)
a
AH3.0 (X = 0)
Número de Onda (Cm
-1
)
1534nm
0
6 519
19231
514,5 nm
Figura 5.23. Espectros de emissão PL da matriz vítrea AH3.X (X = 0, 1, 2, 3, 4 e 5
(peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, utilizando a linha de excitação
514,5 nm (19436 cm
-1
).
A Tab. 5.9 mostra o comportamento da banda de emissão
PL centrada
em torno de 1535 nm (6 515 cm
-1
,
4
I
13/2
→
4
I
15/2
), quanto à largura da meia
altura, altura e posição (λ
PICO
), em função da concentração de Er
2
O
3
na matriz
AH3.X à temperatura ambiente. Observa-se que tanto a largura da meia altura
como a altura da banda de emissão aumenta com a concentração de
Er
2
O
3
. Já
a posição dessa banda de emissão (λ
PICO
), praticamente, não se altera com a
concentração de
Er
2
O
3
.
106
Tabela 5.9. Largura da meia altura, altura e posição (
λ
PICO
) da banda de emissão PL
centrada em torno de
1535 nm (6515 cm
-1
;
4
I
13/2
→
4
I
15/2
) em função da concentração de
Er
2
O
3
na matriz vítrea AH3.X à temperatura ambiente.
AMOSTRA
XEr
2
O
3
(peso%)
Largura da
Meia altura (nm)
Altura (u.a.)
Posição (λ
PICO
)
(x 10
-1
nm)
AH3.0 (X = 0) --------------- --------------- ---------------
AH3.1 (X = 1) 259,09 2,51314 15348,62
AH3.2 (X = 2) 288,15 2,6108 15352,17
AH3.3 (X = 3) 297,95 2,92391 15349,6
AH3.4 (X = 4) 298,24 3,72805 15350,38
AH3.5 (X = 5) 304,34 4,00921 15349,8
A Fig. 5.24 mostra o diagrama de níveis de energia do
Er
3+
correspondente tanto aos espectros de fotoluminescência da transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
, que é de interesse desta pesquisa e mostrados na Fig. 5.23, como outras
também permitidas, utilizando a linha de excitação 514,5 nm (19436 cm
-1
;
4
I
15/2
→
2
H
11/2
). Por esta razão é que Fig. 5.23 contem somente a banda de
emissão
PL centrada em torno de 1535 nm (6515 cm
-1
), correspondente à
transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
.
Ener
g
ia
(
x 10
3
cm
-1
)
4
G
11/2
2
H
11/2
4
I
15
/
2
4
I
13/2
4
I
11/2
4
I
9
/
2
4
F
9/2
4
S
3
/
2
4
F
7
/
2
4
F
3/2
5/2
2
G
9
/
2
4
G
9/2
978n
m
802n
m
651n
m
544n
m
520n
m
488n
m
451n
m
407n
m
377n
m
365n
m
1534n
m
0
5
10
15
20
25
19 436cm
-1
1534 nm
6 519 cm
-1
514,5nm
Figura 5.24. Diagrama de energia dos íons de
Er
3+
, utilizando a linha de excitação 514,5
nm
(19436 cm
-1
).
107
A Fig. 5.25 mostra a correspondência entre os espectros de AO e de PL
da matriz vítrea AH3.X (X = 1 (peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura
ambiente, tanto para as transições eletrônicas de absorção como de emissão,
respectivamente, entre os estados
4
I
13/2
e
4
I
15/2
. Observa-se que a banda de
absorção óptica (AO) possui um máximo em 1534 nm (6519 cm
-1
). Já a
banda de fotoluminescência (
PL) possui um máximo em 1535 nm (6515 cm
-1
).
Observa-se, também, que há uma superposição dos espectros de AO e de PL
na faixa de comprimento de onda correspondente a meia altura de ambos com
um deslocamento de aproximadamente 1 nm. Diante desta observação
experimental, quanto à superposição das bandas de AO e de PL, a matriz
vítrea
AH3.X além de apresentar outras propriedades espectroscópicas e
térmicas boas, para fibra óptica, ela é uma boa hospedeira de íons de terras
raras, visando construção de um amplificador óptico, já que absorve e emite
radiação na mesma faixa de comprimentos de onda. Esta é uma das
propriedades ópticas dos íons de
Er
3+
, quando inseridos em determinados
materiais, tanto de absorção como de emissão entre os estados
4
I
13/2
e
4
I
15/2
,
em que são importantes para aplicações em amplificação óptica, em conjunto
com a largura da meia altura da banda de emissão, índice de refração e tempo
de vida em função da concentração desses íons, como segue.
108
1400 1450 1500 1550 1600 1650 1700
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
1,2
5 882
6 061
6 250
6 452
6 6676 897
AH3.1: 55 P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+ 1 Er
2
O
3
(peso%)
FOTOLUMINESCÊNCIA (u.a.)
NÚMERO DE ONDA (cm
-1
)
ABSORÇÃO ÓPTICA (u.a)
COMPRIMENTO DE ONDA
(
nm
)
a AO (AH3.1)
b
PL (AH3.1)
a
b
7 143
4
I
15/2
4
I
11/2
4
I
13/2
Número de Onda (Cm
-1
)
1534nm
0
6 519
10 225
Figura 5.25. Espectros de AO e de emissão PL dos íons de Er
3+
, na matriz vítrea
AH3.X (X = 1 (peso% de Er
2
O
3
)), obtidos à temperatura ambiente, para as
transições entre os estados
4
I
13/2
e
4
I
15/2
, utilizando a linha de excitação 514,5 nm
(19436 cm
-1
).
5.3.5. ÍNDICE DE REFRAÇÃO
Nesta terceira etapa as medidas de índice de refração foram
realizadas, utilizando-se o mesmo processo e tipo de iluminação das etapas
anteriores, e encontram-se na Tab. 5.10 e na Fig. 5.26 para melhor
compreensão do comportamento desse parâmetro.
109
Tabela 5.10. Índice de refração de todas as amostras da terceira etapa (erro de
±0,0005)
Amostra Índice de
Refração
AH3.0 1,4725
AH3.1 1,4866
AH3.2 1,4710
AH3.3 1,4772
AH3.4 1,5143
AH3.5 1,4772
012345
1,47
1,48
1,49
1,50
1,51
AH3.X: 55
X Er
X
P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com = 0; 1; 2; 3; 4; 5
ÍNDICE DE REFRAÇÃO (n)
Er
2
O
3
(peso%)
Figura 5.26. Variação do índice de refração em função da concentração de
Er
2
O
3
, na
matriz vítrea
AH3.X.
Pode-se observar da Fig. 5.26 que o índice de refração aumenta
ligeiramente com a concentração de óxido de érbio. Este resultado contrasta
com os resultados obtidos por GORVENIA [2004], em cujo trabalho o índice de
refração dos vidros, à base de óxido de telúrio, diminuía com o aumento de
óxido de érbio.
110
Observa-se que o índice de refração de todas as amostras é menor que
2. Este fato foi observado em todas as três etapas deste trabalho.
5.3.6. TEMPO DE VIDA LUMINESCENTE
É sabido que um dos parâmetros crítico, quanto ao sucesso de um
amplificador óptico, é o tempo de vida do estado “metaestável” que permite a
necessária inversão de população, para obter-se amplificação óptica com
potências de bombeamento da ordem poucos mW [XU et al, 2003]. Portanto,
diante das propriedades ópticas dos íons de
Er
3+
e dos objetivos deste trabalho
de pesquisa, o tempo de vida do nível
4
I
13/2
é investigado em função da
concentração deles quando inseridos na matriz vítrea
AH3.X, por ser um fator
importante em amplificação óptica.
Neste presente trabalho, os tempos de vida luminescentes do estado
4
I
13/2
dos íons de Er
3+
foram obtidos, utilizando um monocromador Digikrom
480
(Spectral Products) com foco de 50 cm, detector de InGaAs com tempo
de resposta de 0,1 microsegundo, laser de 980 nm (1,3W) e um osciloscópio
TDS220 da Tektronix, e estão apresentados na Tab. 5.11. Para melhor
visualização da dependência desses tempos de vida com a concentração dos
íons de Er
3+
construiu-se o gráfico da Fig. 5.27.
Tabela 5.11. Dependência do tempo de vida radiativo do nível
4
I
13/2
dos íons de Er
3+
em função da concentração de Er
2
O
3
inseridos na matriz vítrea AH3.X.
Amostra Tempo de vida do nível
4
I
13/2
dos íons de Er
3+
(ms)
AH3.0 -
AH3.1 1,2
AH3.2 0,9
AH3.3 0,5
AH3.4 0,4
AH3.5 0,35
111
12345
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
1,2
Er
2
O
3
(peso%)
AH3.X:
XEr
X
55 P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %)
+
2
O
3
(peso%), com = 1; 2; 3; 4; 5
TEMPO DE VIDA (ms)
AH3.1 (X = 1)
AH3.2 (X = 2)
AH3.3 (X = 3)
AH3.4 (X = 4)
AH3.5 (X = 5)
u
Figura 5.27. Dependência do tempo de vida radiativo do nível
4
I
13/2
dos íons de Er
3+
em
f nção da concentração de
Er
2
O
3
inseridos na matriz vítrea AH3.X.
O tempo de vida das transições nos diferentes átomos chega a ser
menor do que
1µs [RIBEIRO, 2003]. Já os tempos de vida do estado
4
I
13/2
dos
íons
Er
3+
, como se pode observar na Tab. 5.11 e no gráfico da Fig. 5.27,
decresce com o aumento da concentração de íons
Érbio inseridos na matriz
vítrea
AH3.X, obtendo um valor máximo a 1,2 ms, para 1Er
2
O
3
(peso%).
Pode-se observar que o tempo de vida do estado
4
I
13/2
dos íons Er
3+
quando
inseridos na matriz vítrea
AH3.X é cerca de 5, 4 e 2 vezes menores do que os
encontrados, respectivamente, por GORVENIA (2004); YANG et al (2004) e
DESIRENA et al (2005) e YAN et al (1995). Portanto, diante deste fato, vários
fatores podem ser diretamente responsáveis pela diminuição dos tempos de
vida do
4
I
13/2
dos íons Er
3+
, quando inseridos na matriz vítrea AH3.X, tais
como: a) concentrações relativamente altas de íons de
Er
3+
, causando
relaxação cruzada; b) presença de hidroxilas na matriz vítrea
AH3.X
112
hospedeira dos íons de érbio, ocasionando os fenômenos de transferência de
energia entre
Er
3+
e OH
-
; c) fônons de alta energia da própria matriz vítrea
AH3.X, absorvendo parte das transições radiativas, como segue. Portanto,
partindo da primeira hipótese, é sabido que a concentração pode provocar um
tipo de interação entre os íons de Er
3+
, chamada de “Relaxação Cruzada”,
descrito no CAPÍTULO 2, em que haverá uma diminuição das transições
radiativas e um aumento das não radiativas, diminuindo com isto o tempo de
vida do estado “metaestável”
4
I
13/2
[YAN et al, 1995]. Já as outras hipóteses
são, também, confirmadas por vários pesquisadores, em que justificam esta
diferença nos resultados baseados em duas razões: primeiro devido a
presença do radical
OH
-
nas composições, considerado um dos mais
importantes fontes de “quenching“ [DESIRENA et al, 2005; YANG et al, 2004;
XU et al, 2003; LIU et al, 2003; YAN et al, 1995; PETERS & WALTER, 1998] e
segundo devido a alta energia de fônon da matriz hospedeira [YANG et al,
2004; DESIRENA et al, 2005; XU et al, 2003]. Portanto, segundo vários autores
[XU et al, 2003; YANG et al, 2004] a presença do radical
OH
-
é considerado
uma das mais importantes fontes de “quenching” nos vidros dopados com
Er
3+
,
o qual é atribuído a uma forte extensão de vibração em 2790 nm. A energia de
transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
, do Er
3+
, corresponde a do segundo harmônico de
vibração do
OH
-
(1530 nm; 6536 cm
-1
; [YANG, 2003]). Relaxações não
radiativas ocorrem pela excitação de dois fônons vibracionais
OH
-
. PETER &
WALTER [1998] atribui esta redução do tempo de vida com o aumento da
concentração de
Er
3+
a uma migração da energia seguida por um “quenching”
em um
OH
-
como ilustra a Fig. 5.28. Nesta figura observa-se que quando o
elétron, no primeiro íon à esquerda, sofre transição para o nível fundamental,
este emite um fóton que é absorvido por um segundo íon não excitado, que em
seguida também sofre transição e emite um fóton, que é absorvido por um
radical
OH
-
, no qual decai gerando dois fônons.
113
Er
3+
Er
3+
OH
-
4
I
13/2
4
I
15/2
4
I
11/2
4
I
9/2
fônon
Figura 5.28. Diagrama da migração de energia de um íon de Er
3+
excitado para um
outro não excitado seguido por “
quenching” em um OH
-
[PETER & WALTER, 1998].
A máxima energia de fônon de um material hospedeiro tem muito efeito
sobre as propriedades de emissão, tal como a taxa de decaimento não
radiativo e a eficiência quântica [YANG et al, 2004]. A Fig. 5.29 ilustra a
redução da população do nível “metaestável”
4
I
13/2
do Er
3+
e
consequentemente do seu tempo de vida, via relaxação multifonons. Segundo
YANG (2004) a energia de fônon para o vidro fosfato é 1300 cm
-1
(7692 nm).
Como o “gap” de energia da transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
é de 6536 cm
-1
(1530 nm),
então, um elétron que sofre esta transição originará 5 fônons. Apenas para
comparação, a energia de fônon para os vidros telúricos, germânicos e silicatos
são 750 cm
-1
(13333 nm), 900 cm
-1
(11111 nm) e 1100 cm
-1
(9090 nm),
respectivamente. Estas energias são menores do que a do vidro fosfato, o que
implica que nestes vidros, quando um elétron sofre esta mesma transição,
originará uma maior quantidade de fônons.
114
fônon
0
5
1
Ener
g
ia
(
x 10
3
cm
-1
)
0
4
I
15
/
2
4
I
13
/
2
4
I
11
/
2
6515 c
m
-1
10225 cm
-1
1300 cm
-1
Figura 5.29. Diagrama do processo de relaxação multifonons que provoca a redução
da população do nível “
metaestável”
4
I
13/2
do Er
3+
.
Portanto, com base em resultados da literatura pode-se justificar os
valores dos tempos de vida do estado
4
I
13/2
dos íons de Er
3+
serem,
relativamente baixos, quando inseridos, em diferentes concentrações, na matriz
vítreas vítrea
AH3.X, devido a presença de hidroxilas e a alta energia de fônon
dos vidros fosfatos. Já a diminuição dos tempos de vida deste estado, para
maiores concentrações de
Er
3+
, justifica-se com base na interação entre esses
íons, “Relaxação Cruzada”.
Diante dos resultados, quanto a tempo de vida do estado
4
I
13/2
e largura
da meia altura da banda de emissão
PL dos íons de Er
3+
, pode-se concluir que
a melhor composição para a confecção do núcleo da fibra óptica é a seguinte:
AH3.1: 55P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO . 10La
2
O
3
(mol %) +
1Er
2
O
3
(peso%).
CAPÍTULO 6
6. CONCLUSÕES
6.1 CONCLUSÕES FINAIS
Diante dos objetivos deste trabalho de pesquisa, em que se propõe o
estudo do sistema
P
2
O
5
. ZnO . Al
2
O
3
. AO . PbO . La
2
O
3
(mol%) com A = Ba;
Mg
e adições de Er
2
O
3
(peso%), para aplicação em fibras ópticas e guias de
ondas planares, pode-se concluir que:
a) A variação da concentração de
La
2
O
3
na composição deste sistema proposto é
um fator dominante quanto às propriedades térmicas, obtendo-se desta forma o
maior parâmetro GS para uma concentração de 10 mol%. Pode-se concluir,
também, que o vidro resultante deste sistema apresenta máxima transmitância, na
região das janelas ópticas, e menor densidade de hidroxilas, para esta mesma
concentração de
La
2
O
3
. Conclui-se também que tanto os parâmetros térmicos
como os ópticos dos vidros são praticamente iguais, ao se utilizar as rotas
P
2
O
5
ou H
3
PO
4
. Diante deste fato, na segunda etapa desta pesquisa, manteve-se fixa a
concentração de
La
2
O
3
e variou-se a quantidade de PbO, adotando a rota H
3
PO
4
,
devido às facilidades técnicas experimentais quanto à pesagem de ácido fosfórico
ao invés do óxido de fósforo (por ser extremante higroscópico).
b) A variação da concentração de
PbO, mantendo 10 mol% La
2
O
3
na composição
deste sistema, mudou o índice de refração conforme esperado, obtendo-se maior
valor para
10 mol% de óxido de chumbo. Pode-se concluir também que à medida
que aumenta a concentração de
PbO no referido sistema diminuiu a densidade de
hidroxila no vidro resultante. Concluiu-se também que quando se substitui MgO
por
BaO no sistema contendo 10 mol%, tanto de La
2
O
3
como PbO, a estrutura
dos vidros resultantes muda, já que o índice de refração torna-se maior. Diante
116
destas conclusões, adotou-se o sistema P
2
O
5
. ZnO . Al
2
O
3
. AO . PbO . La
2
O
3
(mol%) com A = Ba e adições de Er
2
O
3
(peso%), na terceira etapa desta
pesquisa, para confecção do núcleo da fibra óptica, com
10 mol% tanto de La
2
O
3
e PbO. Já para a casca da fibra óptica sugere-se o sistema P
2
O
5
. ZnO . Al
2
O
3
.
AO . PbO . La
2
O
3
(mol%) com A = Mg, por apresentar menor índice de refração
menor e propriedades térmicas equivalentes.
c) O aumento da concentração do dopante
Er
2
O
3
, na faixa de 1 – 5 % em peso do
sistema
P
2
O
5
. ZnO . Al
2
O
3
. AO . PbO . La
2
O
3
(mol%) com A = Ba, diminuiu o
tempo de vida do nível
4
I
13/2
e favoreceu a largura da meia altura da banda de
emissão
4
I
13/2
→
4
I
15/2
(1535 nm; 6515cm
-1
). O tempo de vida experimental deste
estado foi de
1,2 ms, para uma concentração de 1% em peso de Er
2
O
3
.
Observou-se que este tempo de vida é relativamente pequeno, comparado com a
literatura, quando íons de érbio são inseridos em outros tipos de matrizes vítreas.
Diante destes resultados experimentais e da literatura, pode-se concluir que tanto
a densidade de hidroxilas existentes como as altas energias de fônons nos vidros
resultantes à base de fosfatos fazem com que o tempo de vida seja relativamente
pequeno. Tais íons transferem energia para os radicais
OH
-
e para a própria rede
vítrea. Pode-se concluir, também, que à medida que a concentração de íons de
érbio aumenta neste sistema, há o favorecimento de processos de relaxação
cruzada (quenching), diminuindo o tempo de vida do estado
4
I
13/2
do Er
3+
. Estes
resultados para o sistema em estudo não são totalmente conclusivos devido a que
não foram realizados estudos mais aprofundados para determinar qual fenômeno
foi o maior responsável pelo tempo de vida. (se foi a quantidade de íons de Er,
relaxação cruzada ou a grande quantidade de hidroxilas nos vidros). Pela
discussão abordada pode-se inclinar a ser a grande quantidade de hidroxilas que
podem ser mudadas conforme a metodologia de fusão dos vidros dopados.
Portanto, pode concluir, finalmente, que neste estágio de pesquisa a
concentração mais adequada de
Er
2
O
3
para a construção do núcleo da fibra
óptica é a de 1% em peso, devido ter apresentado o maior tempo de vida do
117
estado
4
I
13/2
do Er
3+
, mesmo não sendo esta a concentração que apresentou
maior largura da meia altura da banda de emissão da transição
4
I
13/2
→
4
I
15/2
.
Diante dos resultados obtidos no referido sistema, inéditos, pode-se
afirmar ser promissor na fabricação de fibras ópticas e guias de ondas planares, e
concluiu-se que os sistemas com tais composições, respectivamente da casca e
do núcleo de uma possível fibra óptica, são
63P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10MgO .
2PbO . 10La
2
O
3
(mol%) e 55P
2
O
5
. 14ZnO . 1Al
2
O
3
. 10BaO . 10PbO .
10La
2
O
3
(mol%) +1Er
2
O
3
(peso%).
118
6.2 – FUTUROS TRABALHOS
Futuros trabalhos a serem realizados:
• Eliminação dos radicais
OH
-
usando um ou mais dos seguintes
procedimentos:
1) secagem no vácuo;
2) aumento da temperatura de fusão;
3) refusão do vidro numa atmosfera livre de vapor d’água.
• Repetir a Terceira Etapa usando concentrações
abaixo e acima de 1
peso%
de Er
2
O
3
, para obter Tempos de Vida possivelmente maiores.
• Repetir todas as etapas utilizando o seguinte procedimento: usar o ácido
fosfórico, adicionado ao cadinho com os outros componentes e deixado
permanecer juntos durante a noite e então secos em baixa temperatura de
100 a 500ºC, com uma controlada baixa taxa de aquecimento para
remover grande parte da água presente dentro da amostra. Este processo
promove a gradual formação do fosfato e sua desidratação. Esta amostra
desidratada é colocada num forno inicialmente em cerca de
750ºC e
aquecido gradualmente. A temperatura de fusão foi de
1100 - 1450ºC
dependendo da composição. O vidro fundido permanece cerca de
6h na
temperatura de fusão. Este vidro assim fundido é colocado dentro de um
cadinho de grafite e recozido em 390-450ºC.
• Aplicação de Raman em todas as etapas, principalmente na última etapa,
visando à comprovação de uma banda de absorção em torno de
1530 nm
(
6536 cm
-1
) para análise dos aspectos estruturais.
119
6.3 – REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
ALVES, O. L., Gimenez, I. F., Mazali, I. O. Vidros. Cadernos Temáticos -
Química Nova na Escola 2 (2001) 9-20.
ARRIAGADA, J. C.; W. Burckhardt, A. Feltz, The Influence of the Water-
Content on Absorption and Dispersion Behavior of Calcium Meta-Phosphate
Glasses, J. Non-Cryst. Solids 51, 1987, 375-385.
ATKINS, P. W., Físico-Química, vol 2, 6
a
ed, Editora LTC, Rio de Janeiro,
1999.
AVRAMI, M. Kinetics of Phase Change I. General Theory, J. Chem. Phys. 7
(1939) 1103-1112.
AVRAMI, M. Kinetics of Phase Change II. “Transformation-time Relations for
Random Distribution of Nuclei”, J. Chem. Phys. 8 (1940) 212-224.
AVRAMI, M. Kinetics of Phase Change III.Granulation, Phase Change and
Microstructure, J. Chem. Phys. 9 (1941) 177-184.
BANSAL, N. P., DOREMUS, R. H., Handbook of Glass Properties, Academic
Press (1986) 678 pags.
BEALES, K. J, DAY, C. R., A Review of Glass Fibres for Optical
Communications, Phys. Chem. Glasses 21 (1980) 5-21.
BURCKHARDT, W., A. Feltz, The Influence of the Water-Content on
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CABRAL JR., A. A., Taxas Criticas de Resfriamento em Silicatos Vítreos que
Nucleiam Homogeneamente, Dissertação de Mestrado do Departamento de
Engenharia de Materiais da Universidade Federal de São Carlos (1995) 230
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120
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Trivalent Lanthanides and Actinides in Solution.I.”J. Chem. Phys. 42, 1965,
3797.
CARNALL, W. T.: Argonne National Lab. Report. ANL, 78 –XX – 95, 1978.
CHEN, B.J.; Righini, G.C.; Bettinelli, M.; Speghini, A. “A Comparison Between
Different Methods Of Calculating The Radiative Lifetime Of The
4
i
13/2
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Er
3+
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323.
DESIRENA, H. ; Rosa, E. De La; Dias-Torres, L.A.; Kumar, G.A.
“Concentration effect of Er
3+
íon on the spectroscopic properties of Er
3+
and
Yb
3+
/Er
3+
co-doped phosphate glass”. Optical Materials 28 (2006) 560-568.
DUARTE E. L.; Estudo de Fases Termotrópicas por Microscopia Óptica,
Medidas de Densidade, Entálpicas e Espalhamento de Raios-X, Dissertação
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