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GAST硫系玻璃的线性折射率如图1(a)所示,随着Ge含量的增加和As含量的减少,玻璃的折射率显示出明显的下降,对于As含量为40 mol%的样品,其在4 μm处折射率为2.94,而As含量为0 mol%的样品中折射率降低至2.71,由于As原子的辐射半径比较大,其周围的电子云可能会出现扭曲并显示出比较高的n值。而Ge元素含量对玻璃中折射率变化影响比较小。
图1 (b)显示了样品的吸收光谱,随着Ge含量的增加,样品的吸收光谱呈现先逐渐变宽最后收窄的趋势,将线性吸吸收系数为2的带隙波长定义为吸收边界,吸收光谱的边界首先发生蓝移,在Ge30As10Se40Te20达到最小,随着As在组分中消失,其边界则发生红移。ChG的吸收边界取决于阴离子的平均电子亲和、玻璃网络中的平均键能和平均极化能[17],在这些主要因素中,主要考虑前两个因素,对于具有化学计量组成的玻璃,Ge-Se键之间的键能相对大于As-Se键能,因此具有更高Ge含量的玻璃具有很大的吸收边界,这对于增强玻璃光热稳定性具有价值。
图 1 (a) 制备的硫系玻璃(GexAs40−xSe40Te20, x=0、10、20、30、40)在2~20 μm波段内的线性折射率;(b) GexAs40−xSe40Te20硫系玻璃的吸收光谱;(c) 玻璃转化温度变化随着Ge含量的变化
Figure 1. (a) Refractive index of the prepared chalcogenide glass(GexAs40−xSe40Te20, x=0, 10, 20, 30, 40) at 2-20 μm; (b) Absorption spectra of GexAs40−xSe40Te20 chalcogenide glass; (c) Tg of the glass as a function of Ge content
图1 (c)显示了实验制备的硫系玻璃的转化温度(Tg), Tg是用来衡量玻璃网络连通性的一种手段,其转变温度越高,玻璃的稳定性越好。因此从图1(c)中可以看出,随着Ge含量的增加,玻璃的热稳定性逐渐提高。
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当飞秒激光辐照在玻璃样品表面时,包括烧蚀和损伤在内的几种相互作用模式已经被探索。飞秒激光的损伤机理与纳秒脉冲或者更宽脉冲的激光造成的光学损伤不同,它主要是由于导带电子(CBE)的积累过程引起的。这种由激光辐照引起的损伤主要包括3个过程。首先,多光子电离导致材料的外围电子由价带激发到导带,然后由于受激形成的电子和材料中的自由电子作为种子电子进一步吸收能量形成雪崩电离,在这个过程受激电子的能量在碰撞中不停向下传递,形成大量的导带电子;最后,大量的导带电子聚集形成密集的等离子体,当等离子体的能量超过材料的阈值,材料就会表现出光学损伤。
采用线性回归算法计算出不同参数飞秒激光在玻璃样品中的损伤阈值。线性回归法是根据激光对样品的损伤坑直径(D)和激光最大能量密度(F)之间的线性关系测量材料的LIDT,激光最大能量密度(F)
、损伤阈值(Fth)和损伤直径(D)之间有关系[18]: $${{{D}}^2} = 2\omega _0^2\left( {{{{\rm ln} F}} - {{\rm ln}} {{{F}}_{th}}} \right)$$ (1) 通过线性拟合得到D2=0时,此时有F=Fth,同时F可以表示为[19]:
$${{F}} = 2{{{P}}_{\rm a}}/\left( {{{R}}\pi \omega _{_0}^2} \right)$$ (2) 式中:Pa为激光的平均功率;R为激光的重复频率;ω0为基模高斯光束1/e2能量处激光光束的半径;D为激光在玻璃表面造成的损伤直径大小,其值可以通过显微镜测量得到。
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首先探究了不同Ge含量对硫系玻璃LIDT的影响。在实验中,固定飞秒激光的中心波长为800 nm,重复频率为1 kHz,脉冲个数为10000,通过调节飞秒激光系统中的衰减片来调整辐照到样品表面的激光功率,使用不同的激光功率打点的方式研究其对样品损伤特性的影响。最后采用超景深显微镜的2D/3D显示模式对样品进行观察和分析,并测量其损伤的坑直径。
图2(a)和图2(b)分别是激光辐照后玻璃损伤的2D和3D图像,随着激光功率的减小,激光在玻璃表面造成的损伤直径变小,同时造成的损伤坑深度也进一步变小。同时由于800 nm激光具有很强的热效应,因此其损伤形貌接近正圆形。通过显微镜的测量结果计算得出了GAST玻璃的损伤阈值,图2(c)为损伤阈值的线性拟合结果。GexAs40-xSe40Te20 (x=0、10、20、30、40)玻璃的损伤阈值分别为为24.16、29.95、41.93 、48.36 、33.05 mJ/cm2。LIDT的变化趋势和玻璃的吸收边界非常相似,这可以解释为:具有较小的吸收边界的光学材料更可能积累导带电子并迅速达到导带电子的饱和状态,从而导致微爆炸。具有较大的吸收边界的材料将减慢材料的导带电子积累,从而增加LIDT,在制备的具有不同Ge含量的样品中,LIDT的变化具有随着Ge含量变化而逐渐增大的趋势,但当玻璃组分中的As含量为0时,LIDT和吸收边界都有显著降低,其具体形成原因将在后续章节中讨论。
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硫系玻璃在红外波段的良好透过性使得其能够在中红外光子器件中广泛应用,而目前常用的飞秒激光加工光源通常为近红外激光,所以有必要研究硫系玻璃在近红外到中远红外波段的飞秒激光损伤特性。对此,笔者采用OPA激光产生中心波长分别为800 nm、3 μm和4 μm的飞秒激光进行玻璃的MIR损伤测试。激光的平均功率为20 mW和16 mW,玻璃表面损伤的光学显微图像如图3(a)所示,损伤坑3D图像如图3(b)所示,从图中可以明显看出损伤面积随波长的增加而减小。从图3(c)中不同波长损伤形貌的SEM图中可以明显看出:在3 、4 μm的损伤周围形成了周期性亚波长结构,这是由于玻璃发生多光子电离效应之后产生高浓度的等离子体,该等离子体同入射激光的表面等离子体激元发生了相互干涉,最终在损伤区域内形成了周期性结构。此外,由于中心部分的激光能量较大,激光脉冲烧蚀玻璃形成的等离子体加速膨胀导致了中心区域的微裂纹;同时中心区域的热效应累积致使玻璃发生熔融,在损伤中心区域呈现较为光滑的表面。当使用800 nm激光辐照样品时,此时由于硫系玻璃透过率远小于3、4 μm的透过率,此时玻璃表现出了较强的光学吸收和热效应,当激光脉冲被聚焦到样品表面时,激光在焦点内形成的等离子迅速将能量转移到晶格中,从而增加温度和应力,温度的升高导致了玻璃的熔化,因此800 nm的损伤内部主要表现为熔融状的深坑。
图 3 (a) 不同波长下不同平均功率下的损伤2D光学显微镜图像;(b) 3D模式;(c) 损伤表面的SEM;(d) 不同波长下的LIDT结果
Figure 3. (a) 2D optical microscope images with different wavelengths and average powers; (b) 3D view; (c) SEM of damage morphology; (d) LIDT results with different wavelengths
对于波长为3 μm和4 μm的飞秒脉冲激光,声子能量分别为0.41 eV和0.31 eV,材料在光致电离过程中从价带跃迁到导带吸收不同数目的光子,这种吸收过程造成了不同程度的多光子电离、导带中等离子体累积速度和材料的宏观破坏。图3(d)总结GAST玻璃样品在不同波长下的LIDT变化趋势,随着波长的变大,其LIDT总体均有所增大,在不同波长下,不同组分的LIDT具有相同的趋势,Ge30As10Se40Te20在4 μm处达到最大的LIDT为81.09 mJ/cm2。
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在前两节的工作中,通过不同的激光能量和波长对不同组分的GAST玻璃进行辐照,计算得出了GAST玻璃的损伤阈值变化。Ge30As10Se40Te20在多个波长下均表现出最高的损伤阈值,这表示该组分具有优秀的稳定性,能够用于硫系光子器件。为了更好地将其应用于各种红外器件中,笔者进一步探索了不同的激光特性对该组分玻璃损伤的影响。
尽管飞秒激光脉冲持续时间很短,但硫系玻璃仍然可以快速地传递热量。因此,不同数量的脉冲个数对材料的损伤状态也有不同的影响。采用中心波长为800 nm,重复频率1 kHz的飞秒激光以不同的脉冲个数对材料进行辐照,并分析不同的脉冲个数对材料损伤阈值的影响。从图4(a)不同脉冲个数的损伤SEM图中可以看到,当脉冲数为10的时候,损伤中心区域呈现出环形波纹。当脉冲数增加到50个时,中心区域的波纹组件被一个深坑替代,随着脉冲数的进一步增加,中心区域的深坑深度越来越大,同时损伤的表面增加放缓,损伤中心表现出熔融的破坏。图4(b)为激光脉冲个数从1变化到10000时材料的损伤阈值变化情况。从图中可以看出,LIDT随着脉冲个数的增加而降低。当脉冲个数较少时,LIDT急剧下降,这与SEM图像中的中心波纹消失并逐渐形成深坑对应。随着脉冲个数的进一步增加,LIDT变化趋于平稳。由此可以看出辐照的激光脉冲数量的变化对材料的损伤阈值影响遵循指数缺陷累积模型。
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飞秒激光的重复频率对应飞秒激光微加工的关键参数,高重复频率的飞秒激光会引起严重的热效应,此时材料表现出明显的熔融现象。采用中心波长为800 nm,对每个重复频率辐照1000个脉冲。不同重复频率对材料的LIDT影响见图5(b)。从图5(a)可以看出,对于一个固定的单脉冲能量,随着重复频率的降低,飞秒激光造成的损伤直径逐渐变大,随着重复频率的增加,玻璃的LIDT逐渐降低,当重复频率小于100时,LIDT的变化比较缓慢,随着重复频率的增加,由于具有强烈的热效应,LIDT呈现出急剧下降的趋势。
Femtosecond laser damage characteristics of Ge-As-Se-Te chalcogenide glass
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摘要: Ge-As-Se-Te(GAST)硫族化物玻璃拥有超过20 μm的超宽透射范围,是一种可应用于中红外(MIR)和远红外(FIR)波段的优良光学材料。通过熔融淬火法制备了GexAs40−xSe40Te20(x = 0、10、20、30、40 mol%)系列硫系玻璃,采用不同波长(800 nm,3 μm和4 μm)、功率和重复频率的飞秒激光辐照硫系玻璃,利用扫描电子显微镜(SEM)和拉曼光谱等手段研究了GAST的激光损伤特性。研究结果发现,GexAs40-xSe40Te20玻璃的激光诱导损伤阈值(LIDT)随着样品中Ge含量的增加而增加,在800 nm下Ge30As10Se40Te20玻璃的LIDT达到最高40.16 mJ/cm2。随着飞秒激光波长增加,系列玻璃的LIDT也逐步增加,Ge30As10Se40Te20在4 μm激光辐照下LIDT达到81.09 mJ/cm2。此外,研究结果表明样品LIDT随着激光的脉冲辐照数量和重复率的增加将逐渐减小。Abstract: Ge-As-Se-Te (GAST) chalcogenide glass has ultra-wide transmission range of more than 20 μm, an excellent optical material that can be applied in mid-infrared (MIR) and far-infrared (FIR). In this work, the GexAs40−xSe40Te20 (x=0, 10, 20, 30, 40 mol%) chalcogenide glasses were prepared by the fusion quenching method, and the optical properties were tested. The sample glass was irradiated with femtosecond lasers of different wavelengths (800 nm, 3 μm and 4 μm), different powers and repetition frequencies, and the laser damage characteristics of GAST were studied by scanning electron microscopy (SEM) and Raman spectroscopy. With the increase of Ge content, the laser-induced damage threshold (LIDT) at 800 nm reaches a maximum of 40.16 mJ/cm2 at Ge30As10Se40Te20. The LIDT increase with wavelength of the femtosecond laser and reaches 81.09 mJ/cm2 at 4 μm. In addition, the results show that LIDT will gradually decrease as the number of laser pulses and the repetition rate increase.
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图 1 (a) 制备的硫系玻璃(GexAs40−xSe40Te20, x=0、10、20、30、40)在2~20 μm波段内的线性折射率;(b) GexAs40−xSe40Te20硫系玻璃的吸收光谱;(c) 玻璃转化温度变化随着Ge含量的变化
Figure 1. (a) Refractive index of the prepared chalcogenide glass(GexAs40−xSe40Te20, x=0, 10, 20, 30, 40) at 2-20 μm; (b) Absorption spectra of GexAs40−xSe40Te20 chalcogenide glass; (c) Tg of the glass as a function of Ge content
图 6 (a) GexAs40-xSe40Te20系列玻璃的拉曼光谱变化,实线为原始拉曼光谱,虚线为飞秒激光处理后;(b) GexAs40−xSe40Te20系列玻璃拉曼光谱分峰拟合结果
Figure 6. (a) Raman spectra of GexAs40−xSe40Te20 glasses. The solid line is the original Raman spectrum,and dashed line is after femtosecond laser processing; (b) Deconvoluted Raman spectra of GexAs40-xSe40Te20 glasses
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[1] Zhu L, Yang D, Wang L, et al. Optical and thermal stability of Ge-As-Se chalcogenide glasses for femtosecond laser writing [J]. Optical Materials, 2018, 85: 220-225. doi: 10.1016/j.optmat.2018.08.041 [2] Hudson D D, Antipov S, Li L, et al. Toward all-fiber supercontinuum spanning the mid-infrared [J]. Optica, 2017, 4(10): 1163-1166. doi: 10.1364/OPTICA.4.001163 [3] Wang Y, Dai S, Li G, et al. 1.4–7.2 μm broadband super-continuum generation in an As-S chalcogenide tapered fiber pumped in the normal dispersion regime [J]. Optics Letters, 2017, 42(17): 3458-3461. doi: 10.1364/OL.42.003458 [4] Cui J, Xiao X, Xu Y, et al. Mid-infrared emissions of Dy3+ doped Ga-As-S chalcogenide glasses and fibers and their potential for a 4.2 μm fiber laser [J]. Optical Materials Express, 2018, 8(8): 2089-2102. doi: 10.1364/OME.8.002089 [5] Woodward R I, Hudson D, Fuerbach A, et al. Generation of 70-fs pulses at 2.86 μm from a mid-infrared fiber laser [J]. Optics Letters, 2017, 42(23): 4893-4896. doi: 10.1364/OL.42.004893 [6] Zeng Jianghui, Zhang Peiqing, Zhang Qian, et al. Dispersion compensation of chirped fiber grating in chalcogenide fiber laser [J]. Infrared and Laser Engineering, 2017, 46(10): 1005007. (in Chinese) doi: 10.3788/IRLA201746.1005007 [7] Lin Changgui, Guo Xiaoyong, Wang Xianfeng, et al. Precision molding of As2Se3 chalcogenide glass aspheric lens [J]. Infrared and Laser Engineering, 2019, 48(7): 0742002. (in Chinese) doi: 10.3788/IRLA201948.0742002 [8] Yang C, Wang X, Su J, et al. Spectroscopy analysis of mixed organic liquid detection with Ge20Se60Te20 glass-tapered fiber [J]. Journal of Non-Crystalline Solids, 2018, 500: 377-381. doi: 10.1016/j.jnoncrysol.2018.08.025 [9] Liu Yichao, Zhou Yao, Zhao Jianxing, et al. Surface enhanced nonlinear absorption of chalcogenide Ge28Sb12Se60 film [J]. Infrared and Laser Engineering, 2020, 49(12): 20201071. (in Chinese) doi: 10.3788/IRLA20201071 [10] Kim W, Nguyen V, Shaw L, et al. Recent progress in chalcogenide fiber technology at NRL [J]. Journal of Non-Crystalline Solids, 2016, 431: 8-15. doi: 10.1016/j.jnoncrysol.2015.03.028 [11] Savage J, Webber P, Pitt A. The potential of Ge-As-Se-Te glasses as 3–5 μm and 8–12 μm infrared optical materials [J]. Infrared Physics, 1980, 20(5): 313-320. doi: 10.1016/0020-0891(80)90045-7 [12] Inagawa I, Iizuka R, Yamagishi T, et al. Optical and thermal properties of chalcogenide Ge-As-Se-Te glasses for IR fibers [J]. Journal of Non-Crystalline Solids, 1987, 95: 801-808. [13] Shiryaev V, Adam J L. Zhang X. Calorimetric study of characteristic temperatures and crystallization behavior in Ge–As–Se–Te glass system [J]. Journal of Physics Chemistry of Solids, 2004, 65(10): 1737-1744. doi: 10.1016/j.jpcs.2004.05.001 [14] Velmuzhov A, Shiryaev V, Sukhanov M, et al. Fiber sensor on the basis of Ge26As17Se25Te32 glass for FEWS analysis [J]. Optical Materials, 2018, 75: 525-532. doi: 10.1016/j.optmat.2017.11.012 [15] Qi S, Zhang B, Zhai C, et al. High-resolution chalcogenide fiber bundles for longwave infrared imaging [J]. Optics Express, 2017, 25(21): 26160-26165. doi: 10.1364/OE.25.026160 [16] Zhao Z, Wu B, Wang X, et al. Mid‐infrared supercontinuum covering 2.0–16 μm in a low‐loss telluride single‐mode fiber [J]. Laser Photonics Reviews, 2017, 11(2): 1700005. doi: 10.1002/lpor.201700005 [17] Yang Z, Luo L, Chen W. Red color GeSe2‐based chalcohalide glasses for infrared optics [J]. Journal of the American Ceramic Society, 2006, 89(7): 2327-2329. [18] Messaddeq S, Vallée R, Soucy P, et al. Self-organized periodic structures on Ge-S based chalcogenide glass induced by femtosecond laser irradiation [J]. Optics Express, 2012, 20(28): 29882-29889. [19] Sudrie L, Couairon A, Franco M, et al. Femtosecond laser-induced damage and filamentary propagation in fused silica [J]. Phys Rev Lett, 2002, 89(18): 186601. doi: 10.1103/PhysRevLett.89.186601