材料物理性能

2.杜隆-珀替定律（元素的热容定律）：恒压下元素的原子热容为25/(K.mol);热容与温度无关奈曼-柯普定律化合物的热容定律：化合物分子热容等于构成此化合物各元素原子热容之和。

4.
5.热膨胀与化学键关系：对分子晶体，分子间是弱的范德华力作用，膨胀系数大；共价键的材料如金刚石作用力很强，对高聚物沿链方向共价键连接，垂直链的方向近邻分子间是弱范德华力因此结晶高聚物和取向高聚物热膨胀有很大各向异性，高聚物热膨胀系数比金属高
7.钢中A、M、F热膨胀系数大小：A＞F＞M
8.Me对膨胀系数的影响：主要取决于形成K还是固溶于F中，前者使α增大后者减小。

9.金属、高聚物、无机非金属热传导大小和传导机制：热导率λ是指单位温度梯度下，单位时间内通过单位垂直面积的热量。

金属中有大量质量很轻的自由电子，能迅速传递热，无机非金属中自由电子很少，晶格振动是主要导热机制，低温声子导热（声频支格波—弹性波—声波—声子），高温时光子导热；绝缘材料声子导热；高聚物声子热传导机制在低温区，随着温度升高，λ增大；温度升至玻璃化温度时，λ出现极大值；温度高于玻璃化温度后，由于分子排列变得越来越疏松，λ也越来越小。

10.晶体中缺陷、杂质如何影响热导率：引起格波散射等效于声子平均自由程减小→↓λ
11.固溶体中溶质含量、性质如何影响热导率：溶质元素的质量大小与溶剂元素相差愈大取代后结合力改变愈大，对λ影响愈大，低温时影响随T↑而↑，T高于0.5德拜温度时，与T 无关原因：低温下声子传导的平均波长远大于点缺陷的线度，不引起散射，T↑平均波长↓→接近点缺陷线度→散射达到最大，再升温散射也不变化
12.抗热冲击断裂：抵抗无机材料发生瞬时断裂的性能抗热冲击损伤：抵抗材料在热冲击循环作用下表面发生开裂剥落以致最终破裂或变质的性能
13.多相材料产生热应力原因：不同相有不同膨胀系数，温度变化各相膨胀收缩量不同而相互牵制产生热应力
14.提高抗热冲击断裂措施：①↑材料强度σ↓弹性模量E，使σ/E↑，即提高材料的柔韧性能吸收较多的弹性应变能而不开裂，↑热稳定性②↑热导率λ，使R’↑，λ大→传热快→内外温差较快平衡，↓热应力聚集③↓热膨胀系数α④↓表面热传递系数h⑤↓产品有效厚度15.差热分析法（DTA）：在程序控制温度下将被测材料与参比物在相同条件下加热或冷却，测量试样与参比物之间温差随温度、时间的变化关系。

参比物应为热惰性物质，即在整个测试温度范围内不发生分解相变破坏也不与试样化学反应，同时参比物的比热容热传导系数尽量与试样接近.热重分析法：在。

下测量材料质量与温度关系
材料的光学性能
1.介质折射率为何大于1：设光在某种媒质中的速度为v，由于真空中的光速为c，所以这种媒质的绝对折射率公式：n=c/v在可见光范围内，由于光在真空中传播的速度最大，故其它介质的折射率都大于1
2.双折射：光通过除立方晶体以外的其他品型介质时，一般都要分为振动方向相互垂直、传播速度不等的两个波，它们分别形成两条折射光线，这个现象称为双折射。

双折射光线中，平行于入射面的光线的折射率，称为常光折射率n0，不论入射光的入射角如何变化，n0始终为一常数，因而常光折射率严格服从折射定律。

另一条与之垂直的光线的折射率、随入射线方向的改变而变化，称为非常光折射率ne，它不服从折射定律，随入射光的方向而变化。

3.决定反射的因素：取决于两种介质的相对折射率n21，若n1和n2相差很大，则界面反射损失就严重；若n1=n2，则R=0，，表明在垂直入射情况下，几乎没有反射。

R表示反射系数，1-R为透射系数。

4.光吸收：光是一种能量流，在光通过物质传播时，会引起物质的价电子跃迁或使原子振动，从而使光能的一部分转变为热能，导致光能衰减，这种现象为光的吸收。

选择吸收：同一物
质对各种波长的光吸收程度不一样，有的波长的光吸收系数可以非常大，而对另一波长的吸收系数又可以非常小。

均匀吸收：介质在可见光范围对各种波长的吸收程度相同。

5.金属吸收光大的原因：金属的价电子处于未满带，吸收光子后呈激发态，用不着跃迁到导带即能发生碰撞而发热。

金属和半导体的吸收系数都很大而电介质，大多数有机材料、玻璃、陶瓷等无机材料选择吸收可见光，因此具有透明性，因为它们的价电子处的能带为满带，光子的能量不足以使价电子跃迁到导带。

金属材料、半导体、电介质产生吸收峰的原因
（1）金属对光能吸收很强烈，这是因为金属的价电子处
于未满带，吸收光子后即呈激发态，用不着跃迁到导带即
能发生碰撞而发热。

（2）半导体的禁带比较窄，吸收可见
光的能量就足以跃迁。

（3）电介质的禁带宽，可见光的能
量不足以使它跃迁，所以可见光区没有吸收峰。

紫外光区
能量高于禁带宽度，可以使电介质发生跃迁，从而出现吸
收峰。

电介质在红外区也有一个吸收峰，这是因为离子的
弹性振动与光子辐射发生谐振消耗能量所致。

7.弹性散射：光的波长（或光子能量）在散射前后不发生变化的；包括延德尔散射、米氏散射、瑞利散射非弹性散射：当光束通过介质时，人射光子与介质发生非弹性碰撞，使散射光的波长(或频率)发生改变。

包括布里渊散射，拉曼散射。

与弹性散射相比，非弹性散射通常要弱几个数量级，常常被忽略。

晴天早晨太阳呈鲜红色中午变成白色的原因：按照瑞利定律，微小粒子对波长的散射不如短波有效，大气尘埃对蓝紫色的散射比红橙色强，一天中不同时刻到达观察者所通过的大气厚度不同，透过大气越厚，蓝紫色损失越多。

10.透光性分析：材料可以使光透过的性能为透光性。

材料的透光性主要受材料的吸收系数、发射系数及散射系数影响。

吸收系数与材料性质有关金属吸收系数太大而不透光；散射系数起主要影响①宏观及显微缺陷：在不均匀界面上形成相对折射率，值越大反射系数越大②晶粒排列方向如果材料不是各相同性的立方晶体或玻璃态，存在双折射，与晶轴成不同角度方向的折射率不同。

不同的晶粒取向的双折射引起晶界损失③气孔：晶粒间及晶界玻璃相内的气孔，从光学上构成第二相，其折射率n1=1，与基体材料n2相差较大所以相对折射率n21=n2较大，由此引起反射损失、散射损失远比①②的大
12.激活介质作用：实现粒子数反转的介质，具有对光的放大作用。

13.激光材料构成：基质：氧化物及氟化物，作用：主要是为激活离子（发光重心）提供一个适合的晶格场，使之产生受激发射；激活离子：过渡族金属离子、三价稀土离子等作用：作为发光中心的少量掺杂离子。

14.红宝石（CrAl2O3）加工好的红宝石激光器呈棒状，两端面平行，靠近两个端面各放置一
面镜子，以便使一些自发发射的光通过激光棒来回反射。

其中一个镜子起完全反射的作用，另一个镜子只是部分反
射。

当沿着激光棒的长度方向用氙闪光灯照射时，大部分
闪光的能量以热的形式散失，一小部分被激光棒吸收，Cr3+
的d电子可以从4A2基态激发到4F1和4F2激发态。

这些激发
态寿命很短(10-9s)，通过无辐射跃迁迅速衰变，降到2E能
级。

2E激发态的寿命很长，约为5x10-3s，这表明有足够的时间形成位子数反转。

然后由2E 能级跃迁返回基态，多余的能量以激光形式释放出来，于是产生了激光。

材料弹性变形与内耗
1.高弹态聚合物弹性变形的本质：弹性模量的物理本质是标志原子间结合力的大小。

材料原子间结合力越大，其弹性模量越高；原子排列越紧密，其弹性模量越高。

高聚物分子的链段
是由主链上若干个σ单键内旋转所形成的独立运动单元。

像小分子一样，是一个无规热运动单元。

在没有受到外力时，高分子链通常总是卷曲的，在受到外力作用时，高分子链转变为较伸展的分子构象，构象熵小。

而当拉伸外力被解除后，高弹形变可完全回复，宏观上可以观察到显著的、可逆的高弹形变。

晶体材料与点阵结构有关γ-Fe排列致密，E比α-Fe 高
2.与金属无机非金属弹性行为相比，高聚物高弹性的特点：①弹性形变很大，伸长率可达1000%，一般金属陶瓷不超过1%②高弹模量低，一般为0.1~1MPa，且随T↑而↑而金属普弹模量达10四次方随T↑而↓③快速拉伸（绝热过程），高聚物温度会升高，金属相反
2.温度对晶体结构材料和高弹态聚合物的弹性模量E的影响：一般说来，随温度↑，物质的原子振动加剧，原子间距增大体积膨胀，原子间结合力减弱，使材料的弹性模量降低。

对于高弹态聚合物，弹性模量随温度的升高略有增加，这一点与其他材料不同。

其原因是温度升高时，高分子链的分子运动加剧，力图恢复到卷曲的平衡状态的能力增强所致。

3.内耗峰示意图：内耗与应变振幅无关①当ωτ﹥﹥1，即τ﹥﹥1/ω时，弛豫时间远大于振动周期，意味着应力的变化非常快，以至于材料来不及产生弛豫过程，即内耗趋于零.相当于理想弹性体②当ωτ﹤﹤1，即τ﹤﹤1/ω时，弛豫时间远小于振动周期，应力的变化非常慢，这时应变和应力同步变化，应力和应变组成的回线趋于一条直线，但斜率较低，内耗也趋向于零。

③当ωτ为中间值，弛豫应变跟不上应力变化，应力应变曲线是椭圆，当ωτ=1时，内耗曲线达到峰值，即内耗达到最大值。

6.多晶粒铝在285℃出现内耗峰的原因：多晶铝随着温度的变化约在285℃附近出现一个内耗峰。

图中曲线具有一个明显的特征，就是晶粒愈大，内耗峰就愈低，而单晶铝则不出现这个内耗峰。

该峰的激活能为1. 34×104J/mol，它相当铝晶界弛豫的激活能，与蠕变法求得的激活能基本一致，表明此内耗峰是由晶界引起的。

晶界黏滞性流动引起能量损耗=相对位移×沿晶界滑移的阻力。

温度较高时，晶界的黏滞系数变小。

晶界受到切应力时便可产生相对滑移，晶界的滑移阻力很小，虽然滑移的距离较大，但总的能量损耗还是很小;温度较低时，虽然滑移阻力大，但是滑移距离很小，所以能量损耗也还是很小。

只有在中间温度范围，位移和滑移阻力都较为显著的时候。

内耗才达到最大值，出现内耗峰。

7.产生内耗原因：与材料中微观组织结构和物理性能的变化有关。

①溶质原子应力感生有序引起内耗：固溶体中由于溶质原子溶入造成晶格不对称畸变，无外力作用时呈无序分布，有外力时溶质原子沿某方向分布降低畸变能，这一现象为应力感生有序，因为有原子扩散，有一定弛豫时间，在交变应力作用下扩散跟不上应力变化，就产生内耗，间隙原子内耗，置换原子内耗②位错引起内耗：冷变形后的金属位错不断增殖和运动，可再结晶退火降低内耗，背底内耗，间隙固溶体相变内耗③晶界黏滞内耗④热弹性内耗和磁弹性内耗。

1.超导体两个基本特性：完全导电性：超导体电阻为零，内部无电场，等电位完全抗磁性（迈斯纳效应）：外加磁场不能进入超导体内部且原来处于磁场中的正常态样品，当温度下降变为超导态时，也会把原体内的磁场排出即超导体内无磁场内部磁感应强度B为零
2.温度如何影响金属电阻及原因：随T↑而↑温度↑使离子振动↑，热振动振幅↑，原子无序增加，周期势场的涨落↑→电子运动自由程↓散射概率↑→电阻率↑大多数金属熔化为液态时电阻率突然增大1.5~2倍因为原子排列的长程有序被破坏散射加大电阻增加锑铋镓相反锑在固态为层状具有共价键熔化时共价键破坏转为金属键故电阻率下降
3.冷塑性变形对金属电阻率有何影响：冷加工变形后的纯金属电阻率增加2%~6%钨钼除外钨可达10%~20%合金下降原因：①使晶体点阵畸变和晶体缺陷增加，特别是空位浓度增加，造成点阵电场的不均匀而加剧对电子的散射②改变原子间距。

可对加工的金属进行退火使其回复和再结晶则电阻下降回复退火可降低点缺陷浓度→↓电阻率，再结晶可消除形变时的点阵畸变和晶体缺陷所以再结晶可恢复到冷变形前水平
4.固溶体对电导率是如何影响的：①形成固溶体时合金的电导率↓原因：溶质原子的溶入引起溶剂点阵畸变，破坏晶格势场的周期性→↑电子散射↑电阻率，另外固溶体组元间化学相互作用的加强使有效电子数↓②连续固溶体中合金成分距组元越远，电阻率越高③固溶体有序化使晶体离子电场更对称减少散射降低电阻④不均匀固溶体提高电阻率
5.金属化合物如何影响电导率：形成化合物时，电导率比纯组元的低得多原因：①形成化合物后，原子间的金属键至少有一部分转化为共价键或离子键，↓有效电子数→↑电阻率②若两组元价电子能力相同，所形成化合物电导率高，化合物具有金属性；两组元电离势相差较大，即一组元给出的电子被另一组元吸收，化合物电导率低表现半导体性质。

8.三个热电效应概念：第一热电（赛贝克）效应当两种不同导体组成一个闭合回路时若在两接头处存在温度差，则回路中将有电势及电流产生；二（玻尔帖）效应：电流通过两个不同金属接点时，除因电流产生焦耳热外还会在接头处产生放热或吸热效应，此效应热力学可逆；三（汤姆逊）效应：电流通过有温差的导体时，会有一横向热流流入或流出导体，其方向视电流方向和温度梯度方向决定，此效应可逆。

第一热电效应本质：1.触点处有接触电位差，当两种不同金属紧密接触时，由于它们的真空能级都为零，而各自的表面势垒E0和费米能E F不同，也即它们的逸出功不同。

另外不同金属的自由电子密度不同，由此产生接触电位差。

两种不同导体组成闭合回路时，若接头处存在温度差，则回路中的电势由接触电位差和温差电位差造成即Ε12=（T1-T2）k/e㏑(n1/n2)+V2（T1，T2）-V1（T1，T2）
1.电介质：在电场作用下能建立极化的物质极化：电介质在电场作用下产生束缚电荷的现象束缚电荷：在真空平板电容间嵌人一块电介质，当加上外电场时，在正极板附近的介质表面上感应出负电荷，负极板附近的介质表面感应出正电荷。

这种感应出的表面电荷称为感应电荷，亦称束缚电荷。

2.四种极化机制：a.电子、离子位移极化：①电子位移（形变）极化：在外电场作用下，原子外围的电子轨道相对于原子核发生位移，原子中的正、负电荷重心产生相对位移②离子位移极化：离子在电场作用下偏移平衡位置的移动，相当于形成一个感生偶极矩；也可理解为离子晶体在电场作用下离子间的键合被拉长。

b．弛豫（松弛）极化：由外加电场造成，与带电质点的热运动状态密切相关。

极化是一种非可逆过程。

包括电子、离子、偶极子弛豫极化，发生在聚合物分子、晶体缺陷或玻璃体内C.取向极化：沿外场方向取向的偶极子数大于与外场反向的偶极子数，电介质整体出现宏观偶极矩，这种极化称为取向极化。

d.空间电荷极化（界面极化、高压式极化）：混乱分布的空间电荷在外电场作用下趋向于有序化.即空间电荷的正、负电荷质点分别向外电场的负、正极方向移动，从而表现为极化。

3.压电性：对晶体在一些特定方向上加力，则在力的垂直方向的平面上出现正、负束缚电荷，这种现象为压电效应。

产生条件：①电介质，②其结构必须有带正、负电荷的质点即离子或离子团的存在。

（必须是离子晶体或者由离子团组成的分子晶体）③结构无对称中心
热释电性：晶体由于温度作用使电极化强度变化，亦称热电性。

产生条件：①具有自发极化（固有极化）的能力②结构上应具有极轴，无对称中心。

极轴即唯一的轴。

有压电性的晶体不一定有热释电性原因：压电效应产生时，机械应力引起正负电荷的重心相对位移，一般不同方向位移不等，因而出现净电偶极矩。

温度变化时，晶体受热膨胀在各方向同时发生，且在对称方向位移相等，即正负电荷重心重合的现状并没随温度改变，故没有热释电现象
铁电性：晶体中其极化强度随外加电场的变化而变化的性质。

产生条件：铁电体具有自发极化（电场极化），无对称中心，有极轴和电滞回线。

一般电介质压电体热释电体铁电体
电场极化电场极化电场极化电场极化
无对称中心无对称中心无对称中心
自发极化自发极化
极轴极轴
电滞回线
1.固有磁矩：原子中电子的轨道磁矩和电子的自旋磁矩构成原子固有磁矩，即本征磁矩。

电子绕原子核运动，产生轨道磁矩；电子的自旋也产生自旋磁矩。

当电子层各个轨道电子都排满时，其电子磁矩相互抵消，这个电子层的磁矩总和为零。

如果所有电子层电子都排满，则轨道磁矩和自旋磁矩各自相抵消，此时本征磁矩为零。

若原子中有未被填满的电子壳层，其电子的自旋磁矩未被抵消(方向相反的电子自旋磁矩相抵消)，原子具有“永久磁矩”。

2.铁磁体磁化曲线和磁滞曲线：Bs：饱和磁感应强度 Br：剩余磁感应强度 Hc：矫顽力磁化曲线：第一阶段外磁场较小，随外磁场强度↑，磁感应强度B缓慢增加，磁化强度M与外磁场强度H为直线关系，磁化可逆；第二阶段H继续↑，B和M迅速↑磁导率μ↑，出现极大值μm，磁化不可逆；第三阶段H↑，B和M增加趋势缓慢，μ↓，趋向于μ0，磁化困难。

M →Ms时磁化饱和。

磁滞曲线：试样沿Oab磁化饱和至b，逐渐降低H，B不沿原线下降而是走bc线，H=0时B=Br，加一反向磁场Hc，使B=0，继续增大-H到-Hs，B沿de线到-Bs，降低反向磁场强度至H，B沿efgb变为+Bs，得到一闭合曲线，B的变化总是落后于H，称为磁滞，由于磁滞效应，磁化一周的曲线为磁滞曲线
3.抗磁性：轨道运动的电子在外磁场作用下产生附加且与外磁场反向的磁矩。

产生原因：外加磁场作用下电子绕核运动所感应的附加磁矩造成的。

顺磁性：材科的顺磁性来源于原子的固有磁矩。

产生原因：因为存在未填满的电子层，原子存在固有磁矩，当加上外磁场时，为了降低静磁能，原子磁矩要转向外磁场方向，结果使总磁矩不为零而表现出磁性。

区别铁磁性：源于原子未被抵消的自旋磁矩和自发磁化，磁化曲线为曲线，铁磁性为磁畴的取向一致顺磁性：源于原子的固有磁矩，磁化曲线为直线，顺磁性为磁矩的取向一致
4.软磁材料：矫顽力Hc很小而磁化率χ很大的材料硬磁材料相反
7.亚铁磁性：若相邻原子或离子磁矩不相等，当它们反向平行排列时，两磁矩不能恰好抵消，其差值表现为宏观磁矩。

反铁磁性：若相邻原子磁矩相等，反向平行排列，磁矩相抵消，使自发磁化强度为零。

8.单畴颗粒磁化特点：单畴颗粒中不存在畴壁，整个颗粒可以在一个方向自发磁化到饱和，因而在技术磁化时不会有壁移过程，而只能依靠畴的转动，转动需要克服磁晶各向异性，不容易进行技术磁化和退磁。

具有低的磁导率和高的矫顽力。

10.磁畴迁移的杂质理论和内应力理论：技术磁化过程中，磁畴壁移动存在阻力，因此需要由外磁场做功。

阻力来自两个方面:一是由磁体磁化时产生的退磁能。

二是由晶体内部的缺陷、应力及组织所造成的不均匀性。

(1)内应力理论：实际晶体中存在位错、空位、间隙原子及溶质原子，会产生内应力，磁化过程中铁磁体的磁致伸缩效应也会造成内应力。

铁磁体中内应力的分布状态决定了畴壁迁移的阻力。

(2)杂质理论：从能量角度考虑，在无外磁场作用时，畴壁如果位于杂质处，畴壁就要被杂质穿孔而减少畴壁总面积，因此畴壁能低。

如果施加磁场使畴壁移动离开这个位置，畴壁的面积就要增大，导致畴壁能量的增高，给畴壁迁移造成阻力。

在未加外电磁场时，材料自发磁化形成两个磁畴，畴壁通过杂质颗粒，当施加较小的外磁场，与外磁场方向相同（或相近）的磁畴将通过畴壁的移动而扩大，壁移的过程就是壁内原子磁矩依次转向的过程，由于外磁场强度较小，还不足以克服杂质对畴壁的钉扎，畴壁呈弯曲状，如果此时取消外磁场，则畴壁又会自动迁回原位，因为原位状态能量低，这就是所谓的畴壁可逆迁移阶段。

当外磁场继续增强时，磁畴壁就会脱离夹杂物而迁移出去，
进而自动迁移到下一排夹杂物的位置，处于另一稳态，畴壁的这种迁移，不会由于磁场取消而自动迁回原始位置，故称不可逆迁移，磁矩瞬时转向易磁化方向。

当继续增加为磁场，则促使整个磁畴的磁矩方向转向外磁场方向，这个过程称为磁畴的旋转，再增加外磁场，磁化强度也不会增加，因为磁畴的磁矩方向都转到外磁场方向上去了
11.磁致伸缩：铁磁体在磁场中被磁化时，其尺寸和形状都会发生变化。

λ=△l/l（l为长度）。

λa＞0为正磁致伸缩表示沿磁场方向磁化时尺寸↑如Fe；λa＜0相反如Ni。

原因：由于原子磁矩有序排列时，电子件的相互作用导致原子间距的自发调整而引起的。

材料的晶体结构不同，磁化时原子间距的变化情况不一样，固有不同的磁致伸缩性能。

12.冷加工变形量对纯铁磁性能影响图：冷加工变形在晶体中形成滑移带和内应力不利于金属磁化和退磁，所以磁导率μm随形变量↑而↓，矫顽力Hc则相反，Br在临街变形度下急剧下降，变形度以上上升，原因：变形度以下，只有少量晶粒塑性变形，沿轴向应力状态有利于磁畴在去磁后反向可逆转动而使Br↓，变形度以上，大部分晶粒形变，应力状态复杂，内应力增加，不利于磁畴。

，Br↑，晶粒细化和塑性变形作用相似
13.Fe-Ni坡莫合金成分：ωNi=30%附近发生α→γ相变，μm在ωNi=78%时最大此成分为高导磁软磁材料坡莫成分
14.铁磁金属形成间隙固溶体矫顽力、磁导率如何变化：溶入C、O、N形成间隙固溶体，由于点阵畸变造成应力场，随溶质原子浓度↑，Hc↑，μ、Br↓。

形成置换固溶体时，饱和磁化强度Ms降低且随溶质原子浓度↑而↓。

15.铁磁金属形成化合物：与顺磁或抗磁金属组合为顺磁性这些金属的4s电子进入铁磁金属未填满的3d层使铁磁金属Ms降低表现为顺磁性。

与非金属形成化合物Fe3O4、FeSi2、FeS 呈亚铁磁性即两相邻原子自旋磁矩反平行排列又没有安全抵消。

Fe3C和Fe4N为弱铁磁性
16.A、F、M磁性：
17.铁氧体正尖晶石形：通常把氧四面体空隙位置称为A位，八面体空隙位置称为B位并用[]来表示。

如果M2+都处于四面体A位，Fe3+处于B位，如Zn2+[Fe3+]2O4，这种离子分布的铁氧体称为正尖晶石型铁氧体。

A-B间无超交换作用，B-B间磁矩抵消无自发磁化；如果M2+占有B位，F3+占有A位及余下的B位，则称为反尖晶石型铁氧体，如Fe3+[Fe3+ M2+]O4。

A-B 有超交换作用，两者磁矩抵消，有亚铁磁性。

18.铁氧体的超交换：通过夹在磁性离子间的氧离子形成的间接交换作用，称为超交换作用。

这种作用使每个亚点阵内离子磁矩平行排列，这些磁矩大小相等，因而抵消了一部分。