玻璃工艺学复习题

为了消除玻璃中的永久应力,必须将玻璃加热到低于玻璃转变温度Tg附近的某一温度进行保温均热,以消除玻璃各部分的温度梯度,使应力松弛。这个选定的保温均热温度,称为退火温度。

Q17.5为了消除玻璃中的永久应力,必须将玻璃加热到 玻璃转变温度Tg附近的某一温度进行保温均热,以消除玻璃各部分的温度梯度,使应力松弛。

1.高2.等于3. 低于

M17.6玻璃的退火温度及退火温度范围

为了消除玻璃中的永久应力,必须将玻璃加热到低于玻璃转变温度Tg附近的某一温度进行保温均热,以消除玻璃各部分的温度梯度,使应力松弛。这个选定的保温均热温度,称为退火温度。玻璃在退火温度下,由于粘度较大,应力虽然能够松弛,但不会发生可测得出的变形。玻璃的最高退火温度是指在此温度下经过三分钟能消除应力95%,一般相当于退火点(?=1012帕·秒)的温度,也叫退火上限温度;最低退火温度是指在此温度下经三分钟只能消除应力5%,也叫退火下限温度。最高退火温度至最低退火温度之间称为退火温度范围。

T17.7大部分器皿玻璃最高退火温度为 ,平板玻璃为 ;瓶罐玻璃为 ,硼硅酸盐玻璃为 。

1. 550±20℃2. 550—570℃3. 550~600℃4. 560~610℃

Q17.8实际上,一般采用的退火温度都比最高退火温度 。20—30℃,低于最高退火温度50—150℃是最低退火温度。

1. 低2.高3.没有关系

实际上,一般采用的退火温度都比最高退火温度 低。20—30℃,低于最高退火温度50—150℃是最低退火温度。 T17.9退火玻璃比淬火玻璃的化学稳定性 ,这是因为退火玻璃比淬火玻璃的 ,网络结构比较 的缘故。

1.高2. 比重大3. 紧密

Q17.9退火玻璃比淬火玻璃的化学稳定性 。

1.高2.低3.不变

T17.20淬火玻璃同一般玻璃比较,其 , 以及 等,都有很大的提高。1. 抗弯强度2. 抗冲击强度3. 热稳定性

M17.21退火,就是消除或减小玻璃中热应力至允许值的热处理过程。将玻璃加热到低于玻璃转变温度Tg附近温度进行保温均热,以消除玻璃各部分的温度梯度,使应力松弛。

J17.22为什么要对成型的玻璃制品退火

玻璃制品在生产过程中,经受激烈的、不均匀的温度变化时,将产生热应力。这种热应力能降低制品的强度和热稳定性。高温成形或热加工的制品,若不经退火令其自然冷却,很可能在成形后的冷却、存放以及机械加工的过程中自行破裂。玻璃制品自高温自然冷却时,其内部的结构变化是不均匀的,由此造成玻璃光学性质上的不均匀。

T17.23玻璃中的应力,一般可分为三类:(一) , (二) ,(三) 。1. 热应力2. 结构应力3. 机械应力 T17.24玻璃表面层具有规律、 的 应力,能提高玻璃的机械强度和 。玻璃的淬火增强就是利用这一原理。

1. 均匀分布2. 压3. 热稳定性

Q17.24玻璃表面层具有规律、 的 应力,能提高玻璃的机械强度和 。玻璃的淬火增强就是利用这一原理。 1. 均匀分布;压;热稳定性2.不均匀分布;压;热稳定性3. 均匀分布;张;热稳定性 薄玻璃和具有低膨胀系数的玻璃较难淬火。

M28-1 微晶玻璃

微晶玻璃是由结晶相和玻璃相组成的。结晶相是多晶结构,晶体细小,比一般结晶材料的晶体要小得多(纳米级)。晶体在微晶玻璃中的分布是空间取向。在晶体之间分布着残存的玻璃相,玻璃相把数量巨大、粒度细微的晶体结合起来。结晶相的数量一般为50~90%,玻璃相的数量l5%到高达50%,但无论如何延长晶化时间也不能消徐玻璃相,晶化后残余的玻璃相是很稳定的,在一般条件下不会析晶。微晶玻璃中结晶相、玻璃相分布的状态,随它们的比例而变化。当玻璃相占的比例大时,玻璃相呈现为连续的基体,而彼此孤立的晶相均匀地分布在其中,如玻璃相数量较少时,玻璃相分散在晶体网架之间,呈连续网络状。当玻璃相数量很低时,它就以薄膜的状态分布在晶体之间。微晶玻璃是晶体同玻璃体的复合材料,其性能由两者的性质及数量比例决定。

J28.2论述微晶玻璃结构对于性能的影响

微晶玻璃的性质,主要由析出晶体的种类、晶粒的大小、晶相的多少以及残存玻璃相的种类及数量所决定。而以上诸因素,又取决于玻璃的组成及热处理制度。另外,成核剂的使用是否适当,对

T28.1. 用于微晶玻璃的成核剂有下列几种类型: (一)贵金属盐类、 (二)氧化物、(三)氟化物

28.1微晶玻璃(玻璃陶瓷或结晶化玻璃)

将加有成核剂(个别可不加)的特定组成的基础玻璃,在一定温度下热处理后,成为具有微晶体和玻璃相均匀分布的复合材料,称之为微晶玻璃。 28.2一般说来,成核剂和初晶相之间的界面张力 ,或它们之间的 越接近,成核就愈 。

1. 越小2. 晶格常数3. 容易 28.4论述 Zr02的核化作用

一般认为先是从母相中析出富含锆氧的结晶(或生成约50埃的富含ZrO2的微不均匀区),进而诱导母体玻璃成核。实验证明,在Li20-A1203-Si02,

MgO-Al2O3-Si02等系统的微晶玻璃中,ZrO2主要诱导形成主晶相为β—石英固溶体,次晶相为细颗粒的立方Zr02固溶体。

Zr02在硅酸盐熔体中,溶解度小,一般超过3%就溶解困难而常常从熔体中析出,这是ZrQ作为成核剂的不利一面。如入少量P205能促进ZrO2的溶解。

28.4论述Ti02的成核机理。

一般认为在核化过程中,首先析出富含钛氧的液相(或玻璃相)。它是一种微小(约50埃)悬浮体,在一定条件下(如热处理)将转变为结晶相,进而使母体玻璃成核和长大。X—射线衍射证明,在含钛的MgO-A120s-Si02玻璃中析出的悬浮体是钛酸镁。其他一些含钛玻璃(llNa20-A1203-SiO2玻璃),分相后的析出物都不是单纯的二氧化钛Ti02,而是一种钛酸盐。

Ti4+在玻璃结构中属于中间体阳离子,在不同的条件下它可能以六配位[TiO6]或四配位(Ti04]状态存在。在高温(由于配位数降低)Ti4+可能以四配位参加硅氧网络,而与熔体产生良好的混溶。当温度降低,钛将从钛氧四面体转变为低温的稳定状态——钛氧八面体,这时由于(TiO6)与[Ti04)结构上的差别,Ti02就会与其它RO类型的氧化物一起从硅氧网络分离出来(分液),并以此为晶核,促使玻璃微晶化。 Ti02有缩小Na2O-Si02玻璃不混溶区的作用(如图3-2所示)

28.5论述P205的成核机理。 P205是玻璃形成氧化物,对硅酸盐玻璃具有良好的成核能力。常与Ti02,Zr02共用或单独用于Li20-A1203-Si02,Li20-MgO-Si02和MgO-Al2O3-Si02等系统微晶玻璃。P205在硅氧网络中易形成不对称的磷酸多面体(如图3-3所示)。加之P5+的场强大于Si4+,因此它容易与R+或R2+一起从硅氧网络中分离出来。一般认为P205在玻璃中的核化作用,来源于分相。因为分相能降低界面能,使成核活化能下降。 实验证明,P205能大大提高Na20-SiO2玻璃的不混溶温度并扩大其不混溶区,(如图3-4所示)。

从图也可以看出,当以1%克分子A1203和1%P205,加入于Na2016%,SiO284%的玻璃中时,它的不可混溶温度很接近于原始玻璃,即A1203有缩小不混溶区的作用,这主要是由于晶态A1PO4与方石英在结构上相似性所致。 影响玻璃强度的主要因素

1.温度。玻璃的使用温度范围较广,温度对玻璃强度影响的机理目前还未探明。根据一200~+500℃范围内的测试,强度最低点位于200℃左右。看来,最初随着温度的升高,热起伏现象有了增加,使缺陷处积聚了更多的应变能,增加破裂的几率。当高于200℃时,强度的递升可归因于裂口的纯化,从而缓和了应力的集中。

对于玻璃纤维,因表面积大,当使用温度较高时,可引起表面微裂纹的增加和析晶。因此,不同组成的玻璃纤维的强度和温度的关系有明显的区别。 2.组成不同组成的玻璃,其结构间的键力也不相同,如桥氧离手与非桥氧离子的键强不相同,碱金属离子与碱土金属离子也不一样。石英玻璃的强度最高,含有R2+离子的次之,最低的是含有大量R+离子的玻璃。一般玻璃随组成的变化,其强度在3.5—9公斤/毫米2间波动。CaO,BaO、B2O3(15%以下)、Al2O3,对强度影响较大,MgO、ZnO,Fe2O3等影响不大。

3.尺寸、表面及周用介质。玻璃表面具有大量的微裂纹,因此用HF酸处理玻璃表面能恢复和提高玻璃的强度。用HF酸处理玻璃表面9分钟后,其

强度又恢复到原始状态。这说明玻璃表面具有一定深度的微裂纹层,据测定,微裂纹层的厚度在100微米左右。

随着玻璃几何尺寸的减小,试样表面和内部的缺陷生斌的几率也随之减小,因而强度提高,特别是玻璃纤维,当直径小于8~10微米时,其抗张强度可达200~300公斤/毫米2。 必须指出,磨光玻璃虽有平整的表面,但表面被磨料擦伤,造成不同深度的微裂纹,因此强度是下降的。

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