玻璃工艺学玻璃的机械及热性能样本.doc

资料内容仅供您学习参考，如有不当之处，请联系改正或者删除。第5章 玻璃的机械性能及热学性能5.1玻璃的机械性能 玻璃的机械性能主要包括: 玻璃的机械强度、 玻璃的弹性、 玻璃的硬度和脆性以及玻璃的密度等。对玻璃的使用有着非常重要的作用。5.1.1玻璃的机械强度 玻璃是一种脆性材料, 它的机械强度可用耐压、 抗折、 抗张、 抗冲击强度等指标表示。玻璃之因此得到广泛应用, 原因之一就是它的耐压强度高, 硬度也高。由于它的抗折和抗张强度不高, 而且脆性较大, 使得玻璃的应用受到一定的限制。为了改进玻璃的这些性能, 可采用退火、 钢化( 淬火) 、 表面处理与涂层、 微晶化、 与其它材料制成复合材料等方法。这些方法中有的可使玻璃抗折强度成倍甚至十几倍的增加。 玻璃的强度与组成、 表面和内部状态、 环境温度、 样品的几何形状、 热处理条件等因素有关。5.1.1.1理论强度与实际强度 所谓材料的理论强度, 就是从不同理论角度来分析材料所能承受的最大应力或分离原子( 离子或分子等) 所需的最小应力。其值决定于原子间的相互作用及热运动。 玻璃的理论强度可经过不同的方法进行计算, 其值大约为10101.51010Pa。由于晶体和无定形物质结构的复杂性, 物质的理论强度可近似的按计算。E为弹性模量, 为与物质结构和键型有关的常数, 一般为=0.10.2。按此式计算, 石英玻璃的理论强度为1.21010Pa。 表5-1列出一些材料的弹性模量、 理论强度与实际强度的数据。 表5-1不同材料的弹性模量、 理论强度与实际强度材料名称键 型弹性模量E/Pa系 数理论强度/Pa实际强度/Pa石英玻璃纤维玻璃纤维块状玻璃氯化钠有机玻璃钢离子共价键离子共价键离子共价键离 子 键共 价 键金 属 键 12.41010 7.21010 7.21010 4.010100.40.61010 2010100.10.10.10.060.10.15 1.241010 0.721010 0.721010 0.2410100.040.061010 3.01010 1.0510100.20.31010815107 0.4410710151070.10.21010 由表5-1可看出, 块状玻璃的实际强度比理论强度低得多, 与理论强度相差23个数量级。块状玻璃实际强度这样低的原因, 是由于玻璃的脆性和玻璃中存在有微裂纹( 特别是表面微裂纹) 和内部不均匀区及缺陷的存在造成应力集中所引起的( 由于玻璃受到应力作用时不会产生流动, 表面上的微裂纹便急剧扩展, 而且应力集中, 以致破裂) 。其中表面微裂纹对玻璃强度的影响尤为重要。 5.1.1.2玻璃的断裂力学断裂力学是固体力学中研究带裂纹材料强度的一门学科, 它在生产上有着重要的应用价值。断裂力学首先承认材料内部有裂纹存在, 着眼于裂纹尖端局部地区的应力和变形情况来研究带裂纹构件的承载能力和材料抗脆断性能( 断裂韧性) 与裂纹之间的定量关系, 研究裂纹发生和扩展的力学规律, 从而提出容许裂纹设计方法, 防止图5-1施加一定应力于一端固定的平板( 有裂纹) 材料的脆断。( 1) 断裂力学的基本概念在1920年首先由格里菲斯总结出的材料断裂机理, 解释了玻璃材料实际强度比理论强度低的原因, 提出了有名的脆性断裂理论。该理论的要点如下: 假定在一个无限大的平板内有一椭圆形裂纹, 它与外力垂直分布, 长度为2C( 如图5-1) , 在一定应力作用下, 此裂纹处弹性应变能为: ( 5-2) 而同时产生两个新裂口表面, 相应的表面断裂能为 ( 5-3) 因而在外力作用下, 裂纹得以扩展的条件为: 得: ( 5-4) 式中 形成新裂纹的表面能 这时的相当于断裂应力 则: ( 5-5) 当外力超过时, 则裂纹自动传播而导致断裂。而且当裂纹扩展时, 上式随之变大, 也相应下降, 故裂纹继续发展所要求的应力条件就更低。 玻璃极限强度( 临界强度) , 即试样发生断裂时的负荷, 比理论强度低。常见脆性材料中的微裂纹引起强度降低这一概念来加以解释, 格里菲斯认为: 不同大小的裂纹需要不同的应力才能扩展。裂纹的形状, 裂纹与张应力的作用方向等不同时, 其玻璃的极限强度计算公式也不同。另外, 若材料中不但存在微裂纹, 而且还有晶格位错时, 其强度降低的更多。( 2) 玻璃材料的缺陷及裂纹的扩展玻璃材料由于在其表面和内部存在着不同的杂质、 缺陷或微不均匀区, 在这些地方引起应力的集中导致微裂纹的产生。外加负荷越小, 裂纹增长越慢。经过一定时间后, 裂纹尖端处的应力越来越大, 超过临界应力时, 裂纹就迅速分裂, 使玻璃断裂。由此可见, 玻璃断裂过程分为两个阶段( 见图5-2) : 第一阶段主要是初生裂纹缓慢增长, 形成断裂表面的镜面部分; 第二阶段, 随着初生裂纹的增长, 次生裂纹同时产生和增长, 在其相互相遇时就形成以镜面为中心的辐射状碎裂条纹。如果裂纹源在断裂的表面, 则产生呈半圆形的镜面; 如果裂纹源从内部发生, 则镜面为圆形。 图5-2 玻璃棒轴向拉力断裂示意图K裂纹源; S镜平面; R粗糙度逐渐增加的区域; E辐射裂纹 按照格里菲斯的概念, 在裂纹的尖端存在着应力集中, 这种应力的集中是驱使裂纹扩展的动力。 从裂纹扩展过程中的能量平衡, 可推导出临界断裂应力的近似值为: ( 5-6) 式中 常数 是形成单位面积新表面的表面能而材料的理论强度计算公式为: ( 5-7) ( 为原子间平衡距离) 由式( 5-6) 与( 5-7) 相比较, 当裂纹长度接近于, 也就是裂纹尺寸控制在原子间距离的水平, 材料的强度可达到理论值, 这实际是很难做到的。由此可见, 研究裂纹源的产生, 掌握和控制裂纹的大小及传播速度就显得非常重要。 根据断裂力学理论的推导对裂纹前缘应力场的研究, 以应力强度因子K来描述这个应力场, 一般K可用下式表示: ( 5-8) 式中 随裂纹形状而异的常数 满足式( 5-6) 的临界条件时的值为, 值称为临界应力强度因子或断裂韧性。则: ( 5-9) 表5-2各种玻璃的值 /103Pa玻 璃 成 分真空, 三点受力弯曲测试KcSiO2Al2O3B2O3Na2OK2OCaOMgOBaOPbO石 英高硅氧玻璃铝硅酸盐玻璃硼硅酸盐玻璃硼冕玻璃铅玻璃99.996578120350.31523513114104770.2102610.7530.0300.7090.0400.8360.0320.7770.0320.9040.0140.6430.009各种玻璃的值见表5-2所示。值根据其成分波动在0.620.63103Pa。 当玻璃受力情况下值大于值时, 玻璃即发生断裂。根据已知的值, 从式( 5-9) 还可求出玻璃的临界裂纹半长度: ( 5-10) 如果裂纹长度小于临界裂纹长度, 玻璃还能够使用, 接近裂纹长度, 就不能再使用, 达到临界裂纹长度玻璃就要断裂。玻璃的实际裂纹长度能够利用扫描电子显微镜或其它测试设备测定, 测出的表面微裂纹的长度与计算出的临界半裂纹长度比较, 如远小于临界裂纹长度, 说明玻璃在此应力下能够使用。 裂纹的扩展速度为: ( 5-11) 式中 密度 玻璃的弹性模量5.1.1.3影响玻璃强度的主要因素 影响玻璃强度的主要因素有: 化学键强度、 表面微裂纹、 微不均匀性、 结构缺陷和外界条件如温度、 活性介质、 疲劳等。( 1) 化学组成 固体物质的强度主要由各质点的键强及单位体积内键的数目决定。对不同化学组成的玻璃来说, 其结构间的键力及单位体积的键数是不同的, 因此强度的大小也不同。对硅酸盐玻璃来说, 桥氧与非桥氧所形成的键, 其强度不同。石英玻璃中的氧离子全部为桥氧, SiO键力很强, 因此石英玻璃的强度最高。就非桥氧来说, 碱土金属的键强比碱金属的键强要大, 因此含大量碱金属离子的玻璃强度最低。单位体积内的键数也即结构网络的疏密程度, 结构网稀, 强度就低。图5-3表示了上述三种不同结构强度的玻璃。 石英玻璃含有R2+的硅酸盐玻璃含有R+的硅酸盐玻璃图5-3三种不同结构强度的玻璃 在玻璃组成中加入少量Al2O3或引入适量B2O3( 小于15%) , 会使结构网络紧密, 玻璃强度提高。另外CaO、 BaO、 PbO、 ZnO等氧化物对强度提高的作用也较大, MgO、 Fe2O3等对抗张强度影响不大。 玻璃的抗张强度范围为: (34.383.3)106Pa, 各组成氧化物对玻璃抗张强度提高作用顺序为: CaO B2O3 Al2O3 PbO K2O Na2O( MgO、 Fe2O3) 各组成氧化物对玻璃抗压强度提高作用顺序为: Al2O3( SiO2、 MgO、 ZnO) B2O3 Fe2O3( BaO、 CaO、 PbO) Na2O K2O ( 括弧中的成分作用大致相同) 玻璃的抗张强度和耐压强度可按加和法则用下式计算: ( 5-12) ( 5-13) 式中 、 玻璃中各氧化物的重量百分数 、 各组成氧化物的抗张强度计算系数 、 各组成氧化物的耐压强度计算系数表5-3计算抗张强度及抗压强度的系数系数 氧 化 物Na2OK2OMgOCaOBaOZnOPbOAl2O3As2O3B2O3P2O5SiO2抗张强度抗压强度0.020.520.010.050.011.100.200.200.050.650.150.600.0250.480.051.000.031.000.0650.900.0750.760.091.23这些计算系数见表5-3, 应当指出, 由于影响玻璃强度的因素很多, 因而计算所得的强度精度往往较低, 只具有参考价值, 一般最好进行测定。( 2) 表面微裂纹前面所述玻璃强度与表面微裂纹密切相关。格里菲斯 (Griffith) 认为玻璃破坏时是从表面微裂纹开始, 随着裂纹逐渐扩展, 导致整个试样的破裂。据测定, 在1mm2 玻璃表面上含有300个左右的微裂纹, 它们的深度在 48nm, 由于微裂纹的存在, 使玻璃的抗张、 抗折强度仅为抗压强度的1/101/15。为了克服表面微裂纹的影响, 提高玻璃的强度, 可采取两个途径。其一是减少和消除玻璃的表面缺陷。其二是使玻璃表面形成压应力, 以克服表面微裂纹的作用。为此可采用表面火焰抛光、 氢氟酸腐蚀, 以消除或钝化微裂纹; 还可采用淬冷( 物理钢化)或表面离子交换( 化学钢化) , 以获得压应力层。例如, 把玻璃在火焰中拉成纤维, 在拉丝的过程中, 原有微裂纹被火焰熔去, 而且在冷却过程中表面产生压应力层, 从而强化了表面, 使其强度增加。( 3) 微不均匀性经过电镜观察证实, 玻璃中存在微相和微不均匀结构。它们是由分相或形成离子群聚而致。微相之间易生成裂纹, 且其相互间的结合力比较薄弱, 又因成分不同, 热膨胀不一样, 必然会产生应力, 使玻璃强度降低。微相之间的热膨胀系数差别越大, 冷却过程中生成微裂纹的数目也越多。不同种类玻璃的微不均匀区大小不同, 有时可达20nm。微相直径在热处理后有所增加, 而玻璃的极限强度是与微相大小的开方成反比, 微相增加则强度降低。( 4) 玻璃中的宏观和微观缺陷宏观缺陷如固体夹杂物( 结石) 、 气体夹杂物( 气泡) 、 化学不均匀( 条纹) 等常因成分与主体玻璃成分不一致, 膨胀系数不同而造成内应力。同时由于宏观缺陷提供了界面, 从而使微观缺陷( 如点缺陷、 局部析晶、 晶界等) 常常在宏观缺陷的地方集中, 从而导致裂纹的产生, 严重影响玻璃的强度。( 5) 活性介质活性介质( 如水、 酸、 碱及某些盐类等) 对玻璃表面有两种作用: 一是渗入裂纹像楔子 ( 斜劈) 一样使微裂纹扩展; 二是与玻璃起化学作用破坏结构( 例如使硅氧键断开) 。因此在活性介质中玻璃的强度降低。水引起强度降低最大。玻璃在醇中的强度比在水中高40%, 在醇中或其它介质中含水分越高, 越接近在水中的强度。在酸或碱的溶液中当 pH=111.3 范围内( 酸和碱都在0.1mol/L 以下) , 强度与 pH 值无关( 与水中相同,在1mol /L的浓度时, 对强度稍有影响, 酸中减小, 碱中增大, 6mol/L时各增减约10%。干燥的空气、 非极性介质( 如煤油等) 、 憎水性有机硅等, 对强度的影响小, 因此测定玻璃强度最好在真空中或液氮中进行, 以免受活性介质的影响。相反, 在SO2气氛中退火玻璃, 可在玻璃表面生成一层白霜( Na2SO4) , 这层白霜极易被冲洗掉, 结果使玻璃表面的碱金属氧化物含量减少, 不但增加了化学稳定性, 也提高了玻璃的强度。 ( 6) 温度低温与高温对玻璃强度的影响是不同的。在接近绝对零度( 一273附近) 到200范围内, 强度随温度的上升而下降。此时由于温度的升高, 裂纹端部分子的热运动增加, 导致键的断裂, 增加玻璃破裂的几率。在200左右强度为最低点。高于200时, 强度逐渐增加, 这可归因于裂口的纯化, 从而缓和了应力的集中。( 7) 玻璃中的应力玻璃中的残余应力, 特别是分布不均匀的残余应力, 使强度大为降低。实验证明, 残余应力增加到1.52倍时, 抗弯强度降低912%。玻璃进行钢化后, 使其表面产生均匀的压应力、 内部形成均匀的张应力, 则能大大提高制品的机械强度。经过钢化处理的玻璃, 其耐机械冲击和热冲击的能力比经良好退火的玻璃要高 510 倍。( 8) 玻璃的疲劳现象在常温下, 玻璃的破坏强度随加荷速度或加荷时间而变化。加荷速度越大或加荷时间越长, 其破坏强度越小, 短时间不会破坏的负荷, 时间久了可能会破坏, 这种现象称之为玻璃的疲劳现象。玻璃在实际使用时, 当经受长时间、 多次负荷的作用, 或在弹性变形温度范围内经受多次温差的冲击, 都会受到”疲劳”的影响。例如用玻璃纤维作试验, 若短时间内施加为断裂负荷60%的负荷时, 只有个别试样断裂, 而在长时间负荷作用下, 全部试样都断裂。研究表明, 玻璃的疲劳现象是由于在加荷作用下微裂纹的加深所致。此时周围介质特别是水分将加速与微裂纹尖端的SiO2网络结构反应,使网络结构破坏,导致裂纹的延伸。而玻璃在液氮、 更低温度下和真空中, 不出现疲劳现象。另外, 疲劳与裂纹大小无关。5.1.2玻璃的弹性材料在外力的作用下发生变形, 当外力去掉后能恢复原来的形状的性质称为弹性。在温度以下, 玻璃基本上是服从虎克定律的弹性体。玻璃的弹性主要是指弹性模量E( 即杨氏模量) 、 剪切模量G、 泊松比和体积压缩模量K。它们之间有如下关系: ( 5-14) ( 5-15) 弹性模量是表征材料应力与应变关系的物理量, 是表示材料对形变的抵抗力。在温度以下, 玻璃的弹性模量可用下式表示: ( 5-16) 式中 应力 相正确纵向变形 一般玻璃的弹性模量为(441882)108Pa, 而泊松比在0.110.30范围内变化。各种玻璃的弹性模量见表5-4。 表5-4各种玻璃的弹性模量及泊松比值 玻 璃 类 型 E/(108 Pa) 泊 松 比钠钙硅玻璃 钠钙铅玻璃 铝硅酸盐玻璃 硼硅酸盐玻璃高硅氧玻璃石英玻璃 微晶玻璃676.2 578.2 842.8617.4676.2705.6 12040.240.220.250.200.190.16 0.255.1.2.1玻璃的弹性模量与成分的关系 玻璃的弹性模量主要取决于内部质点间化学键的强度, 同时也与结构有关。质点间化学键力越强, 变形越小, 则弹性模量就越大。玻璃结构越坚实, 弹性模量也越大。图5-4石英玻璃纤维( 1) 和Na2OCaOSiO2玻璃纤维( 2) 的应力与应变图 质点间的键力大小与原子半径和价电子数有关, 因此在常温下弹性模量是原子序数的周期函数。在同一族中的元素例如Be、 Mg、 Ca、 Sr及Ba, 随原子序数的递增和原子半径的增大, 弹性模量则降低。的大小几乎和这些离子与氧离子间吸引力成直线关系, 同一氧化物当处于高配位时其弹性模量要比处于低配位时高。因此在玻璃中引入离子半径较大、 电荷较低的Na+、 K+、 Sr2+、 Ba2+等离子是不利于提高弹性模量的。相反, 引入半径小、 极化能力强的离子( 如Li+、 Be+、 Mg2+、 Al3+、 Ti4+、 Zr4+) 则能提高玻璃的弹性模量。 石英玻璃中SiO间的键强较大, 为106kJ/mol, 且具有三度空间的架状结构, 应具有较高的弹性模量, 但从表5-4中所示, 石英玻璃的弹性模量并不高, 这是因为在石英玻璃结构中含有较多的空穴。另外, 在高应变的情况下, 石英玻璃纤维和一般钠钙硅玻璃纤维都偏离了虎克定律, 石英玻璃纤维变得更”硬”了, 而后者显得变”软”了( 如图5-4) 。这充分说明, 在负荷作用下, 石英玻璃纤维中硅氧基团的空穴减少, SiO键较强的键性显示了作用, 而钠钙硅玻璃纤维因网络外体的引入, 使结构疏松, 应变增大。 纯B2O3玻璃由于层状结构比较疏松, 因此具有很低的弹性模量, 仅为175108 Pa。但随着Na2O含量的增加, 其弹性模量可增加到600108 Pa。这是由于硼离子由三配位转变为四配位, 层状结构向三度空间结构转化, 且Na+离子又填充了网络空间的结果。在铝硼硅酸盐玻璃中, 弹性模量同样出现( 硼铝反常) 现象。当摩尔比 时, B3+和Al3+都能成为四面体, 处于结构网络中, 使结构连接紧密, 弹性模量增加。当摩尔比10时, Al2O3代替SiO2后, 由于Na2O不足, Al3+能够形成四面体进入结构网络, 而B3+由四面体转变为三角体, 因此弹性模量E下降。当Na2O更少时( MgO B2O3 Fe2O3 Al2O3BaO ZnO PbO 弹性模量可用下式近似地计算: E=E1P1+E2P2+EnPn ( 5-17) 式中 E1、 E2 En 玻璃中氧化物的弹性系数 P1、 P2 Pn玻璃中氧化物的重量百分数 计算玻璃弹性的各种氧化物的系数见表5-5。表5-5几种玻璃的弹性模量系数值氧 化 物硅 酸 盐 玻 璃无铅硼硅酸盐玻璃含铅硼硅酸盐玻璃Na2OK2OMgOCaOZnOBaOPbOB2O3Al2O3SiO2P2O5As2O36140705246180704010070407010070601507040703030305525130707040 5.1.2.2玻璃的弹性模量与温度的关系图5-5石英玻璃、 高硅氧玻璃和派来克斯玻璃的弹性模量E和温度的关系弹性模量E/(107Pa)温度/弹性模量E/(107Pa)图5-6硼硅酸盐玻璃的弹性模量E和温度的关系 1-退火的 2-淬火的温度/大多数硅酸盐玻璃的弹性模量随温度的升高而降低, 这是由于离子间距离增大, 相互作用力降低所致。另外, 高温时质点热运动的增加也是造成弹性模量降低的原因之一。到变形温度以上, 玻璃逐渐失去弹性, 变形随着温度的上升而增大, 并趋于软化。弹性模量与温度的关系对某些玻璃却有正比关系, 例如膨胀系数小的石英玻璃、 高硅氧玻璃和派来克斯玻璃, 当温度升高时, 其弹性模量反而增加, 如图5-5所示。这个反常现象与热膨胀系数和玻璃的组成有很大关系, 当温度升高时, 离子间距增大而造成相互作用力减弱, 导致弹性模量下降的原因已不复存在。相反由于温度升高, 引起玻璃内部结构的重组, 使较弱结合的结构基团转化为较强结合的结构基团这一因素起作用。对于硼硅酸盐玻璃的弹性模量, 不论是淬火的还是退火的, 都随温度升高而增大, 只有在接近温度时。退火玻璃的弹性模量与淬火玻璃的行径不同。如图5-6所示。5.1.2.3玻璃的弹性模量与热处理的关系 由于弹性模量随温度的升高而降低, 淬火玻璃基本保持了高温状态的疏松结构, 因此同组成的淬火玻璃的弹性模量较退火玻璃小, 一般低27%, 具体降低的幅度与淬火的程度、 玻璃的组成有关。同样, 玻璃纤维的弹性模量要比同组成的退火玻璃的低, 这是由于玻璃纤维是在几十分之一秒的瞬间内凝固而成。例如块状玻璃的弹性模量为803.6108 Pa, 而同成分的玻璃纤维的弹性模量仅为774.2108 Pa, 这可能是常温下玻璃纤维的结构在一定程度上保持了高温状态的结构。但玻璃纤维只要在300350热处理若干时间后, 再冷却到室温, 其弹性模量就与块状玻璃的相同。玻璃在微晶化后, 弹性模量是增高的, 对不同组成的Li2OK2OAl2O3SiO2系统玻璃以Au为成核剂诱导析晶后, 其弹性模量普遍增高。其增高值随组成不同可达10%左右, 当Al2O3含量为7%时, 出现最高值。微晶化后弹性模量的增高幅度主要取决于析出的主晶相的种类和性质。除此之外, 玻璃的弹性模量还与其测试制度和条件有关。当前用静态法和动态法进行测定。静态法是直接根据试样弯曲及扭转力矩后的变形大小来进行测定。动态法是根据弹性波在玻璃介质传输过程中, 其振动频率与介质固有频率相同时发生共振而得到最大的振幅。此时, 介质固有频率、 试样大小、 重量和杨氏模量间有如下关系: 5.1.3玻璃的硬度与脆性5.13.1玻璃的硬度 硬度能够理解为固体材料抵抗另一种固体深入其内部而不产生残余形变的能力。玻璃硬度的表示方法有: 莫氏硬度( 划痕法) 、 显微硬度( 压痕法) 、 研磨硬度( 磨损法) 和刻化硬度( 刻痕法) 等。一般玻璃用显微硬度表示。此法是利用金刚石正方锥体以一定负荷在玻璃表面打入印痕, 然后测量印痕对角线的长度, 按式( 5-18) 进行计算: ( 5-18) 式中 显微硬度 负荷 ( N) 印痕对角线长度 ( mm) 玻璃的硬度主要决定于化学成分及结构。在硅酸盐玻璃中, 以石英玻璃为最硬, 硬度在( 67120) 108 Pa之间。含有B2O3( 1014) %硼硅酸盐玻璃的硬度也较大。高铅的或碱性氧化物的玻璃硬度较小。一般地说, 网络生成体离子使玻璃硬度增加, 而网络外体离子则使玻璃硬度降低, 随着网络外体离子半径的减小和原子价的上升硬度增加。硼反常现象、 硼铝反常现象及”压制效应”同样反映在硬度组成的关系中, 使硬度出现极值。另外, 阳离子的配位数对硬度也有很大影响, 一般硬度随配位数的上升而增大。 各种氧化物对玻璃硬度提高的作用大致如下: SiO2 B2O3( MgO、 ZnO、 BaO) Al2O3 Fe2O3 K2O Na2O PbO 一般玻璃的硬度为57( 莫氏硬度) 。 玻璃的硬度还与温度、 热历史等有关。温度升高时分子间结合强度降低, 硬度下降。淬火玻璃, 由于结构疏松, 故硬度也有所下降。 玻璃的硬度同玻璃的冷加工工艺密切相关。例如玻璃的切割、 研磨、 抛光、 雕刻等应根据玻璃的硬度来选择切割工具、 磨料和抛光材料的硬度、 磨轮的材质及加工方法等。5.1.3.2玻璃的脆性 玻璃的脆性是指当负荷超过玻璃的极限强度时, 不产生明显的塑性变形而立即破裂的性质。玻璃是典型的脆性材料之一, 它没有屈服延伸阶段, 特别是受到突然施加的负荷( 冲击) 时, 玻璃内部的质点来不及作出适应性的流动, 就相互分裂。松弛速度低是脆性的重要原因。 玻璃的脆性一般见它破坏时所受到的冲击强度来表示。也可用玻璃的耐压强度与抗冲击强度之比来表示。若以D代表玻璃的脆弱度( 其值越大, 玻璃的脆性越大) , 则有下式: ( 5-19) 式中 玻璃的脆弱度 玻璃的耐压强度 玻璃的耐冲击强度 当玻璃的耐压强度相仿时, 值越大则脆弱度越小, 即脆性越小。 玻璃的耐冲击强度测试方法: 将重量为的钢球, 从高度自由落下冲击试样的表面, 如果钢球几次以不同的高度冲击试样的同一表面直至破裂, 则钢球所作的全部功为, 设试样的体积为。则玻璃的耐冲击强度为: ( 5-20) 玻璃的脆性也可用测定显微硬度的方法: 把压痕发生破裂时的负荷值”脆裂负荷”作为玻璃脆性的标志。如石英玻璃的显微硬度测定表明, 在负荷30g时压痕即开始破裂, 因而其脆性是很大的。当加入碱金属和二价金属氧化物时玻璃的脆性将随加入离子半径的增大而增加。见表5-6。 表5-6 R+和R2+离子对玻璃脆性的影响玻 璃 组 成16R2O84SiO212Na2O18RO70SiO2加 入 氧 化 物Li2ONa2OK2OBeOMgOCaOSrOBaOZnOCdOPbO脆 裂 负 荷 / g1708070170120703020705050 对于硼硅酸盐玻璃来说, 硼离子处于三角体时比处于四面体时脆性要小。表5-7列出了Na2OB2O3SiO2系统中, 以B2O3代替SiO2时脆裂负荷的变化。 表5-7 B2O3含量对Na2OB2O3SiO2系统玻璃脆性的影响玻 璃 成 分16Na2OB2O3(84-)SiO2(32-)Na2OB2O368SiO2B2O3 含 量( ) 脆裂负荷 / g0 4 8 12 16 20 24 3280 50 30 30 30 30 40 60 4 12 20 24 28 50 30 40 100 150 因此, 为了获得硬度大而脆性小的玻璃, 应当在玻璃中引入离子半径小的氧化物, 如Li2O、 BeO、 MgO、 B2O3等。 另外, 玻璃的脆性还决定于试样的形状、 厚度、 热处理条件等。因为耐冲击强度随试样厚度的增加而增加, 热处理对抗冲击强度的影响也很大, 经均匀淬火的玻璃耐冲击强度是退火玻璃的57倍, 从而脆性大大降低。5.1.4玻璃的密度 玻璃的密度表示玻璃单位体积的质量。它主要取决于构成玻璃原子的质量, 也与原子的堆积紧密程度以及配位数有关, 是表征玻璃结构的一个标志。在考虑玻璃制品的重量及玻璃池窑的热工计算时都要用到有关玻璃密度的数据。在实际生产中, 经过测定玻璃密度来控制工艺过程, 借以控制玻璃成分。5.1.4.1玻璃密度与成分的关系 玻璃密度与成分关系十分密切, 在各种实用玻璃中, 密度的差别是很大的。例如石英玻璃密度最小, 仅为2.21g/cm3, 而含有大量PbO的重火石玻璃可达6.5g/cm3, 某些防辐射玻璃的密度可达8g/cm3, 普通钠钙硅玻璃的密度为2.5g/cm3左右。一般单组分玻璃的密度最小。例如硼氧玻璃( B2O3) 为1.833g/cm3, 磷氧玻璃( P2O5) 为2.737g/cm3, 它们单纯由网络生成体构成, 当添加网络外体时, 密度就增大。因为这些网络外体离子在不太改变网络大小的情况下, 增加了存在的原子数, 此时网络外离子对密度增加的作用大于网络断裂、 膨胀及体积增加而导致密度下降的影响。 在硅酸盐、 硼酸盐及磷酸盐的玻璃中引入R2O和RO氧化物时, 一般随着它们离子半径的增大, 使玻璃密度增加。加入半径小的阳离子如Li+、 Mg2+等能够填充于网络的空隙, 虽然其使硅氧四面体的连接断裂但并不引起网络结构的扩大, 使结构紧密度增加。加入半径大的阳离子如K+、 Ba2+、 La3+等其半径比网络间空隙大, 因而使结构网络扩张, 使结构紧密度下降。 同一种氧化物在玻璃中配位状态改变时, 对其密度也产生明显的影响。如B2O3从硼氧三角体BO3转变为硼氧四面体BO4, 或者中间体氧化物Al2O3、 Ga2O3、 MgO、 TiO2等从网络内四面体RO4转变为网络外八面体RO6而填充于网络空隙中, 均使密度上升。因此当连续改变这类氧化物含量至产生配位数的变化时, 在玻璃组成性质变化曲线上就出现极值或转折点。在Na2OB2O3SiO2系统玻璃中, 当Na2O/ B2O31时, B3+由三角体转变为四面体, 把结构网络中断裂的键连接起来, 且BO4的体积比SiO4体积小, 使玻璃结构紧密, 密度增加。当Na2O/ B2O31时, Al 3+均位于铝氧四面体Al O4中, 由于Al O4体积大于SiO4, 其密度下降; 当Na2O/ Al2O31时, Al 3+作为网络外体位于八面体Al O6中, 填充于结构网络的空隙, 使玻璃密度上升。出现”铝反常现象”。在玻璃中含有B2O3时, Al2O3对玻璃密度的影响更为复杂。由于Al O4比BO4较为稳定, 因此Al2O3引入时, 先形成Al O4。当玻璃中含R2O足够多时, 才能使B3+处于BO4中。 玻璃的密度可经过玻璃的化学组成和比容关系进行计算: ( 5-21) 式中 密度 各种组分的计算系数, 见表5-8 玻璃中氧化物的重量百分含量表5-8中Nsi=Si的原子数/O原子数, 对于相同的氧化物Nsi不同则其系数不同。例如SiO2玻璃的Nsi=0.5, 增加了其它氧化物则Nsi0.5。Nsi的计算方法如下: ( 5-22) 式中 玻璃中SiO2的