小副 發問時間: 教育與參考其他:教育 · 2 0 年前

理化實驗報告

請大家幫幫忙

我的暑假作業

要找一篇報告(最好是適合高中生的)

1000字左右

如果有圖片更好

謝謝大家

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我去過圖書館了

可是都沒有適合的(字太少)

我不是懶我是沒辦法

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謝了 可是那些是亂碼還是?

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  • 2 0 年前
    最佳解答

    91

    實驗十一:玻璃與玻璃陶瓷

    I. 前言

    玻璃為日常生活中常接觸到的陶瓷材料之一,其常使用的成型方法與前述的

    陶瓷成型法有所不同。一般常用的玻璃成型法為,將玻璃原料熔融成高黏度液

    體狀態,再將液體倒入模具內成型,形成所需要的外觀形狀。玻璃陶瓷(glassceramics)

    是含有玻璃相的多晶固體材料,其製造由玻璃熔解開始,經由玻璃熔

    鑄成形,再施予控制結晶(controlled crystallization)處理,使其成為結晶化多

    晶固體材料,既具有玻璃成形法製程的彈性,又具有陶瓷較佳性質的優點。優

    良之玻璃陶瓷材料必須能控制結晶,使玻璃內部形成多量且均勻分佈的結晶核,

    並於其後進行晶體成長,形成粒度均一、微細、均勻,且無孔隙之陶瓷。玻璃

    陶瓷材料可經由化學組成與結晶熱處理的調整,配製出性質寬廣且優益的材料,

    例如超低或特定的熱膨脹性、易加工性,以及特殊的光電特性等。

    II. 目的

    使學生能瞭解玻璃與玻璃陶瓷的備製及各操作變數對其性質的影響。

    III. 所需設備及原料

    所需設備:熔解高溫爐(1550oC),熱處理高溫爐(1100oC)。

    所需原料:玻璃熔解坩鍋,SiO2,Na2CO3,鈉長石,Al2O3,Li2CO3。

    IV. 玻璃與玻璃陶瓷

    玻璃

    美國國家研究委員會(The U.S. National Research Council)對玻璃提出一

    廣泛的定義:玻璃是一種在X-光鑑定下呈現非晶質(amorphous)相的固體。

    不論是有機或無機玻璃皆不具備長程有序化(long-range order)之結構特

    性。傳統定義玻璃為熔融液體過冷固化,但不形成結晶之固體,因此玻璃亦可

    視為具液體結構之固體。一般液體冷卻到固化溫度以下會變得不穩定,容易產

    生結晶。但易形成玻璃的液體,降溫過程中黏度( viscosity ) 變得很大,在過

    冷狀態下仍然不結晶,最後冷卻凝固為玻璃。玻璃體積與溫度關係圖通常被用

    以探討液態、玻璃態、及固態間的關係。當液體再冷卻的過程中產生結晶反應

    時,其體積在熔點的溫度Tf 產生一明顯的變化,若無結晶化的反應產生時,液

    92

    體呈現一過冷的液態,其體積仍隨著溫度的下降而漸漸的縮小,並不會呈現明

    顯的體積變化情形,如圖一所示。當溫度下降至一轉換溫度Tg 時,玻璃呈現如

    塑性固體的型態,此溫度稱為玻璃轉化溫度,在此溫度玻璃的年度大約為

    1012Pas。低於玻璃轉化溫度時,玻璃的體積變化率減小,玻璃體積與溫度關係

    的斜率變小,

    圖一:液相、玻璃相、及結晶相的熱膨脹行為。

    由動力學的觀點來看,玻璃形成液體隨著溫度下降其黏度急遽增加。黏度

    大,玻璃的組成原子沒有足夠的動能重組成晶體的結構,於是形成無長程有序

    化結構的玻璃。由熱力學的觀點來看,晶體受熱,內能增加,對稱性提高。到

    了熔點,晶體熔化成液體,其無長程有序化的結構立刻取代晶體原有的幾何結

    構。若玻璃受熱,部份玻璃在加熱過程中重新產生結晶,稱為失透

    ( devitrification ),但大多數商用玻璃並不失透,受熱後逐漸軟化又再度形成液

    體。

    玻璃與晶體之主要差異在於,晶體結構有規則性、長程有序化;玻璃結構

    則缺乏長距離之規則性,如圖二所示。玻璃與晶體之內能差別並不大,玻璃之

    內能始終高於晶體之內能。玻璃和晶體的內能差愈小,形成玻璃愈容易。由於

    玻璃比同組成之晶體具有較高之能量,所以會有轉變成晶體以降低能量之趨勢。

    若晶粒析出之機構受動力學的限制而無法達成,玻璃可以長時間保持穩定。

    玻璃形成的情況為:

    1.在熔點時有足夠大的黏度。

    2.低於熔點後其黏度隨溫度降低而急速增大,使材料內部的離子不易重新

    排列,而維持散亂的形態,即成玻璃。

    93

    圖二:(a)結晶態結構,(b)玻璃態結構。

    對氧化物而言,若要能形成玻璃,則必須符合Zachariasen 提出的玻璃形成

    理論:

    1.和氧離子相連接的陽離子數必不能超過2。

    2.在中心陽離子四周的氧離子之配位數約為4 或更小。

    3.氧多面體間是共點結合,而非共邊或共面結合。

    4.每個氧多面體至少有三個頂點是跟其它多面體相連結。

    依Zachariasen 所提出的條件,氧化物在玻璃熔製過程中可分為下列三類:

    1.玻璃形成劑(glass former):滿足Zachariasen 四條件的氧化物具有形成玻

    璃的能力,如SiO2、P2O5及B2O3 等。

    2.網狀修飾劑(network modifier):在玻璃成分之中添加一些鹼金族氧化物(如

    Na2O、K2O、Li2O 等),可以使玻璃的網狀結構遭受局部破壞,而降低黏

    度,有助於玻璃的熔鑄,卻會造成玻璃的化學抗蝕性變差。例如,在研

    究Na2O-CaO-SiO2-P2O5 系列時,Na2O 的添加是為了降低整體的黏度,

    增加熔融玻璃的流動性。其它如MgO、K2O、Li2O 等皆有此等功能。圖

    三顯示網狀修飾劑與玻璃的主要形成劑的結構狀態。

    3.中間劑(intermediates):本身難形成玻璃,主要作用是取代玻璃結構中

    的玻璃形成劑成為玻璃網絡中的一部分。由玻璃形成的觀點而言,中間

    劑在玻璃結構中的作用功能介於玻璃形成劑與修飾劑之間。一般而言,

    中間劑與其取代的形成劑有類似的離子電荷及配位數,如附錄A 所示,

    但並非一定如此。另一方面,中間劑亦可強化玻璃結構之連結。

    表一顯示商用玻璃的成分。一般家用的玻璃,如容器玻璃、窗玻璃、或燈

    泡玻璃,其所含的SiO2 量較高,NaO 則為其所使用的主要熔劑成分。飾品所用

    94

    的水晶玻璃則含高量的PbO,高達29wt%。光學與電子類所使用的玻璃則含較

    少量的鹼金族與鹼土金族的元素。

    圖三:網狀修飾劑與玻璃的主要形成劑的結構狀態。

    表一:商用玻璃的成分。

    玻璃陶瓷

    玻璃陶瓷(glass-ceramics)指的是含有玻璃相的多晶固體材料,其製造由

    玻璃熔解開始,經由玻璃熔鑄成形,再施予控制結晶(controlled crystallization)

    熱處理,使其成為結晶化多晶固體材料。其既具有玻璃成形法製程的彈性,又

    具有陶瓷較佳性質的優點。優良之玻璃陶瓷材料必須能控制結晶,使玻璃內部

    形成多量且均勻分佈的結晶核,並於其後進行晶體成長,形成粒度均一、微細、

    均勻,且無孔隙之陶瓷。玻璃陶瓷材料可經由化學組成與結晶熱處理的調整,

    95

    配製出性質寬廣且優益的材料,例如超低或特定的熱膨脹性、易加工性,以及

    特殊的光電特性等。

    玻璃陶瓷之結晶化處理分為兩個階段,即形成穩定晶核的成核階段與晶體

    在晶核上成長的階段,如圖四所示。當第二相在玻璃母材中形成時,即所謂的

    相分離(glass-in-glass phase separation),繼而凝聚成核,最後的晶體則在核上

    生長。若成核作用是在純物質中發生,則稱之為同質成核過程(homogeneous

    nucleation process),反之若核之生成是由於雜質或構造缺陷等因素存在所導致,

    則稱之為異質成核過程(heterogeneous nucleation process)。

    圖四:典型的玻璃陶瓷結晶化處理示意圖。

    玻璃以往都被認為是均質的材料,不過由於電子顯微鏡及X-光繞射技術的

    發展,已確定玻璃實際上均有某種程度的相分離現象,亦即分開成為兩種成分

    不同而不互溶(immiscibility)的玻璃相區。此種相分離或不互溶的現象隨玻璃

    系統而變。如MgO-SiO2、CaO-SiO2、SrO-SiO2、ZnO-SiO2及TiO2-SiO2 等系統,

    在高溫熔融時,即產生不互溶的液相分離,形成兩個液相,稱為穩定性液相分

    離,如圖五(A)所示。系統如Li2O-SiO2、Na2O-SiO2、K2O-SiO2及BaO-SiO2

    96

    等,則在高溫熔融時是一均勻的熔體(液體),但在冷卻過程中。或在形成玻璃

    後於再加熱至某一溫度範圍,才逐漸產生相分離的現象,此種稱為介穩性液相

    分離,如圖五(B)所示。玻璃陶瓷系統中所遭遇者一般均為後者。此種介穩

    性液相分離只產生於一特定之溫度及成分區域內,稱為不互溶區( immiscibility

    region ) 。在此區域內之成分及溫度條件下,玻璃產生不互溶之相分離。此不

    互溶區內又有兩條虛線,將不互溶區分為三個區域,有不同的相分離模式:(i) 離

    相分解(spinodal decomposition),出現於兩虛線間之中間區,其分離過程如圖

    2-3 所示。開始時,玻璃內相鄰部份產生些微的成分差異,繼而此成分差異逐漸

    增大,到最後則成為兩個不同固定成分之液相。(ii) 成核與成長( nucleation and

    growth ),發生於旁邊約兩小區。此種分相模式必須玻璃內局部區域先凝聚成固

    定成分且大小都超過臨界尺寸的粒子,此即為成核。未達此臨界尺寸之粒子可

    能再變小甚至不見,唯有達到此臨界尺寸之粒子才能持續成長,此即為成核與

    成長,如圖六所示。欲達到臨界尺寸必須克服能障,所以此機構一般說來較前

    之離相分解慢。此兩機構所形成之相分離微結構初期極為不同:離相分解形成

    互相連通交叉之三度空間結構,而成核與成長則形成分開的顆粒分散於連績的

    基地中,相分離的時間延長後,微結構就不易再分辨。

    相分離後,玻璃仍為非結晶,只是變為兩種不同成分的非晶相,但對後續

    熱處理之結晶過程會造成劇烈的影響。

    圖五:穩定液相分離 (B) 介穩

    性液相分離相圖。

    97

    圖六: 相分離的兩種模式 (上圖為離相分解,下圖為成核與成長): (A)初

    期,(B)中期,(C)後期。

    大部分玻璃陶瓷的製造,常於玻璃熔融時,添加一些成核劑( nucleating

    agent ),而以異質成核的方式在玻璃內部形成均勻之晶核,促進玻璃之結晶。

    成核劑之使用依基礎玻璃之不同而異,大致可分為兩大類:

    1.金屬元素:如金、銀、銅、鉑等。此類元素可在玻璃中形成金屬膠體(metallic

    colloid),或能使玻璃產生光敏反應(photosensitive reaction),而有晶核

    促進劑之作用。

    2.氧化物:如TiO2、ZrO2、P2O5、Fe2O3、CeO2、V2O5 等。係利用其在高溫

    變化時,配位數或原子價數的改變而達到促進成核的作用。

    例如金屬氧化物(如TiO2及ZrO2)等通常用在silicate system 及non-oxides

    system(如氟化物)中,成核劑可以增加ΔG、σ、ΔGD,使得穩定相與介穩

    定相的均質成核增加。CaO-Al2O3-2SiO2 玻璃的結晶行為有兩種機構,一為三斜

    晶(triclinic)在表面析出,另一為正菱形(orthorhombic)及六角形(hexagonal)

    的相在試片中心析出,正菱形相顯示出強烈的擇優取向且熱膨脹量測結果顯示

    強烈的異向性,添加TiO2 在玻璃中會抑制正菱形與六角形相的析出,使得系統

    以三斜晶相為主要的析出相且熱膨脹係數變成等向性。另外為使LMZAS

    ( Li2O-MgO-ZnO-Al2O3-SiO2 ) 玻璃系降低結晶溫度,也可以添加TiO2 以作為成

    核劑。結晶相隨著溫度的變化十分複雜,然而可以藉由TiO2 的含量變化來控制

    微結構甚至是晶粒大小。

    由於玻璃本身為一介穩定(metastable)物質,藉由結晶,能使系統的自由

    能降低;相反地,核的形成需要在玻璃相及結晶相之間形成介面,因此將使整

    個系統的自由能增加。故整個系統的真正自由能改變,係由這兩個相反的因素

    結合而成。假設晶核是半徑為r 的圓球,則自由能的改變可以式(1)表之:

    (1)

    98

    式中,g為單位面積的表面能,DGv 為單位體積自由能的改變。由圖七顯示出上

    式的兩種相反因素。從圖中可知,整個系統自由能的變化,在r = r * 時達到極

    大值,亦即只有當胚(embryo)的半徑大到某一程度(r *)時,才能形成穩定

    的核。將式(1)對r 微分,即可得到穩定核的臨界半徑r *值:

    將式(2)代入式(1)中,則臨界自由能DGr*:

    速率I 可以表示為式(4)之形式對單一成分而言,均質成核的

    式中,A 為常數,Q 是分子由熔體介面擴散至胚的活化能,T 代表當時的絕對

    溫度,k 則是波茲曼常數(Boltzmann constant)。

    在高溫時,由於均質成核的驅動力(driving force)趨近於零,所以DGr*非

    常大,導致成核速率極小;但在低溫時,則由於黏度高,擴散不易進行,Q 值

    變大,所以均質成核速率也相當小。唯有在適當的溫度才可得到最大的均質成

    核速率,均質成核速率及結晶成長之關係如圖八所示。

    圖七:析出顆粒中每個原子的自由能隨顆粒中原子個數變化情形。

    v G

    r

    D

    - = g 2 *

    ( ) v

    r G

    G

    D

    = D

    3

    16 3

    *

    pg

    ( )

    úû

    ù

    êë

    é + D - · =

    kT

    Q G A I r* exp

    (2)

    (3)

    (4)

    99

    (5)

    (6)

    圖八:均質成核與結晶成長的關係圖

    一般玻璃材料的結晶成核作用若非發生在玻璃表面上,即發生在其內部的

    異質不純物上,很少遵循均質成核理論。假設在一平整的底材表面上有一個如

    圖九所示的圓帽形晶核,接觸角為q時,其系統的自由能變化量為

    式中,

    由式(5)可知異質成核的能障隨q之減小而降低,當q接近零時,│DGs*│的值

    亦趨近零。

    ( ) q f G G r s · D = D * *

    ( ) ( ) ( )

    4

    cos 1 cos 2 2 q q q - · + = f

    100

    (7)

    圖九:異質成核的圓帽模型

    在結晶成長的機制中,大部分係先進行成核作用,而後再行晶體成長。晶

    體的成長方式有下列三種:(a)正常成長(normal growth);(b)表面成核成長

    (surface growth);(c)螺旋差排成長(screw dislocation growth)。其形成原因

    主要視下列兩因素而定:

    (1)不規則的玻璃構造,轉變成規則排列晶格(lattice)的速率。

    (2)相變過程中所釋放能量之散逸速率,也就是熱量從晶體和玻璃界面散

    失的速率。

    由於一般矽酸鹽玻璃的晶體生長速率不高,並不致使界面溫度上升。因此正常

    的晶體成長速率u,可以式(7)示之:

    式中a:原子間距

    í:玻璃與晶體界面的振動頻率

    ΔG´:原子通過玻璃— 晶體界面的能量障礙(即活化能)

    ΔG:結晶的自由能變化

    R:大氣常數

    T:絕對溫度

    在高溫時,晶體的成長的自由能變化ΔG 趨近於零,成長速率極低。反之,

    在低溫時,由於粘度太高,活化能ΔG´太大,使成長速率變小。唯有在適當的

    溫度,才有較大的成長速率。

    úû

    ù

    êë

    é

    ÷ø

    ö

    çè

    æ D

    - úû

    ù

    êë

    é ¢ D -

    · · =

    RT

    G

    RT

    G

    v a u exp 1 exp

    101

    (8 )

    玻璃陶瓷可分為體成核 ( bulk nucleation ) 與表面成核 ( surface

    nucleation ),大部分的玻璃都是表面成核,但有些玻璃可以藉由添加成核劑而

    變成以體成核為主。不同材料的成核速率相差很大,不過成核溫度 ( Tc ) 通常

    都很靠近材料本身的玻璃轉化點(glass transition temperature, Tg)溫度,若Tg / Tm

    <0.6 ( Tm為液體溫度),則材料以體成核為主,且具有高過冷度,若Tg / Tm>0.6

    則材料會以表面成核為主。

    在Tg 時,

    Δ G =-Δ Hf[ 1- ( Tg/ Tm) ]

    若Tg / Tm值很小,│ΔG│值會變大,則成核速率變大且傾向於體成核;當Tg / Tm

    值增加,體成核的比例會跟著減少,改以表面成核為主。

    表面成核會使玻璃相與結晶相間引起相差甚多的熱膨脹係數,使得兩者間

    有很大的拉伸應力存在,而此拉伸應力會破壞玻璃的結構;體成核卻不會引起

    基地與析出物間的巨大熱膨脹係數差異,所以體結晶是較為理想的結晶方式。

    V. 玻璃熔製

    1. 將玻璃原料依SiO2 72wt%,Na2O 15wt%,CaO 9wt%,Al2O3 4wt%的

    比率稱重並以球磨機混合2 小時。

    2. 混合後原料傾置於預熱至1200℃之坩堝,持溫1 小時,使原料熔解均

    勻。

    3. 熔融的玻璃膏倒入圓柱模型(直徑為0.5 inch )。將注入玻璃的模型置

    於400℃的退火爐持溫2~3 小時。

    4. 再以化學成分Li2O-Al2O3-4SiO2 調配玻璃原料粉末,並重複上述1~3

    步驟。

    5. 所得的圓柱型玻璃棒,分別切割成長度為1cm 的短柱體。

    6. 將短柱體置於500,600,700oC 的溫度下熱處理2 小時。

    7. 將熱處理前後的短柱體以X 光繞射儀,分析其結晶構造。

    102

    VI. 結果與討論

    1. 若凝固的圓柱型玻璃棒,在鑄造後未經由400℃的退火處理,會發生什麼

    現象,其發生原因為何?

    2. 二種不同成分的玻璃經由熱處理後,何者會產生結晶?何者不生成結

    晶,試解釋其原因為何?

    3. Li2O-Al2O3-4SiO2 玻璃經熱處理後外觀有何變化,為什麼?.

    參考資料: 網站
  • ��
    Lv 7
    2 0 年前

    多參考一些資料 選定你的的類型 多下一點心思和功夫去了解 不懂就問(老師或同學都好) 再加上自己的見地寫成1000字

    沒辦法就是得想出辦法來 以後出社會所要面對的也是這樣的

  • 匿名使用者
    2 0 年前

    你也太懶了吧!!!

    去圖書館找

    很多資料等著你

    我真的很為台灣人的未來擔憂

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