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。