陶瓷材料的显微结构
合集下载
相关主题
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
界面的性质 物理相容性：基体与增强体之间的弹性模量与热膨胀系数是否匹配； 化学相容性：基体与增强体之间是否存在化学反应或界面反应层。
界 面 的 结 合 状 态
物理结合：结合力为弱化学键(氢键与范德华力)， 键能8×102~2.1×104J/mol
化学结合：强化学键，8×102~2.1×104J/mol
②界面的性质对材料力学性能的影响 a. 强的界面结合有利于载荷的传递，对提高材料的强度有利； b. 过强的界面结合将抑制断裂过程中界面的解离、裂纹的偏转 和桥接，对材料的韧性不利； c. 合适的界面结合强度是陶瓷材料得以有效强韧化的关键。
界面的物理相容性也影响复合材料的性能， 为了获得最佳的强韧化效果，增强相与基 体的基本匹配原则是： •增强相的弹性模量大于基体； •基体的热膨胀系数大于增强相。
③复合材料的界面设计
目的：调整增强体与基体之间物理与化学的 相容性，充分地发挥增强体的增韧补强效应。 途径： a. 正确选择增强相与基体，使它们能够形成 一种热力学稳定的界面； b. 增强体的表面改性：表面涂层、酸洗、表 面热处理等。
表面涂层
合理的涂层能有效地调节界面 的残余应力，抑制界面的化学 反应，改善界面的结合状态
①晶粒大小 I. II. ZrO2相变增韧材料中存在临界晶粒尺寸； 晶粒尺寸大于临界尺寸时，易于相变，冷却过程中，伴随相 变产生微裂纹，甚至大裂纹；
III. 晶粒尺寸太小，相变难以进行，起不到增韧作用；
IV. 因此控制晶粒大小成为获得性能优良的相变增韧材料的关键。
②添加剂及其含量
使用不同的添加剂，t-ZrO2的可转变最佳晶粒 大小、范围也不同。如12%CeO-TZP 的最佳晶粒 大小可证实为4-5μm
对 陶 瓷 中 某 些 特 殊 结 构 的 综 合 分 析
反应结构 定向结构
缺陷结构
欠烧或过烧结构 壳芯结构 分相结构 复合结构 电(磁)畴结构
晶界与晶界相
§4.2 含缺陷陶瓷材料的显微结构
一、制备过程产生的缺陷
1、大孔径的孔隙 2、不纯原料 3、异常大晶粒 4、团聚 5、第二相夹杂物
二、高温缺陷
低温氮化后，经15atmN2 压 力，1950℃，2h，室温强度 750MPa，硬度HRA91~92
以Y2O3、AlN、Al2O3为添加剂， 室 温 强 度 850MPa ， KIC 为 8.5MPa· 1/2 m
(4)热压Si3N4 热压Si3N4 是目前性能最好的Si3N4 材料，室温 强 度 950MPa ， KIC 为 10MPa· 1/2 ， 硬 度 m HRA93~94
(5)自补强Si3N4
基体：1μm左右细小的β-Si3N4；
中间分布物：长须状α-Si3N4、四方相晶体(含La化合物)
三、多相复合陶瓷
当第二相TiC粒子从7μm下降到0.8 μm， 强度从418增加到586MPa
TiC与基体SiC之间存 在较大的热膨胀系数 与弹性模量差，在基 体中产生压缩应力； 裂纹扩展到TiC周围时， 与应力互作用造成裂 纹偏折或绕道，从而 提高断裂能。
他形晶：较迟结晶的晶体，在受抑制情况下生长发育，形成晶 形很不完整的晶体。
97瓷中刚玉半自形晶结构 莫来石陶瓷中莫来石 1、自形晶；2、半自形晶；3、他形晶 日用陶瓷中石英晶体受到熔 陶瓷自形晶的结构 蚀后呈他形晶结构
多晶体的晶形
§4.1 陶瓷显微结构类型
瓷 坯 中 晶 质 和 非 晶 质 的 含 量 全晶质 主 晶 相 的 晶 粒 尺 度
注：在某些应力与应变速率条件下， 裂纹尖端后面的玻璃薄层未受损伤， 则可以限制裂纹的生长速率。
高温形变产生的孔穴和裂纹倾向 于沿所受应力的方向排列
高温下孔隙同样可以在没有外加应力 的作用下产生。 样品开始是完全致密的，但在氧化处 理过程中由于晶界孔隙的形成发生肿 胀。
孔隙的产生是由于扩散进入的氧与被 截留在晶界上的碳杂质反应生成CO 气体所致。
显微结构：显微镜下所观察到物质的相种类、大小、 形态和物相之间的相互的结合状况。 相组成：晶相、玻璃相、气相
晶形：每一种晶体在形成、长大的过程中，往往习 惯地、自发地按一定的规律生长和发育成一 定的几何形态。 这种习惯称为结晶习性。
自形晶：先结晶的晶体在较好的环境下生长，即在有利于按其 本身的结晶习性的环境中生长发育的，而形成晶形完整 的晶体。 半自形晶：较迟结晶的晶体，在较差的生长环境下生长发育， 形成晶形部分完整的晶体。
温度↑，陶瓷的强度↓ 高温破坏：广泛分布的显微结构 损伤的积累过程；
室温破坏：已经存在的裂纹的突 然破坏所致。
高温下损伤的形成与材料承受蠕变或蠕 变破坏的能力有关。 与高温强度有关的重要因素— 晶界相
I. 烧结助剂如ＭgO等与Ｓi3N4中的SiO2 杂质 反应形成硅酸盐液相； II. 冷却过程中，这些促进烧结致密的液相形 成玻璃相驻留在晶界上，形成一层薄的非 晶态层(约1nm)； III.材料在高温下(高于晶界玻璃相的转变温 度)受力时，由于蠕变裂纹的生长而破坏； IV.晶界玻璃相成为物质的快速传递区，导致 蠕变孔穴的迅速形成； V. 网状裂纹扩展并最终相互连接，导致材料 完全破坏。
(2)无压烧结Si3N4 Si3N4 粉+烧结助剂→陶瓷材料(1800℃以上温度) 由长柱状和短柱状两种晶形组 成，晶粒发育完好，相互交织， 形成结构致密的材料，室温强 度达到600~700MPa。
由长柱状型和等轴状α型 两种晶粒组成
选择合适添加剂，形成具有高熔点、高耐火度的晶界玻璃相； 净化晶界，生成Si3N4固溶体； 通过氧化，改变晶界玻璃相组成以提高玻璃相耐熔度； 进行适当热处理，使晶界玻璃相析晶出具有高耐火度的晶体。
(3)晶界相与断裂面
以沿晶断裂为主， 也存在穿晶断裂。
晶界玻璃相导致 高温强度下降； 玻璃相微晶化能 弥补强度的下降。
晶界上的Y2O3 易被水 侵蚀而降低材料性能。 添加Al2O3 ，能包裹tZrO2 ，则抗水侵蚀性 能提高，断裂韧性与 强度也提高。
二、非氧化物陶瓷
Si3N4陶瓷
等轴状α型：低温型，六 方晶系； 长柱状型：高温型，六 方晶系。 (1)反应烧结Si3N4 3Si+2N2→ Si3N4 晶粒生长发育不十分完整，气孔较多，结 构比较疏松。这种工艺没有发挥氮化硅的 优良性能。室温抗折强度150~200MPa
§4.3 陶瓷材料显微结构分析
一、氧化物陶瓷
1、Al2O3陶瓷
90瓷、95瓷、97瓷、 99瓷、透明氧化铝瓷
Al2O3 1200C Al2O3
95%瓷的主晶相α-Al2O3 呈柱状晶形；97%瓷 中的α-Al2O3 仍呈柱状晶形； 99%瓷和透明 Al2O3 瓷的晶形呈粒状，并且趋向于接近六 边形断面 Al2O3含量↑，玻璃相↓。 Al2O3含量↑，烧成温度↑。95%瓷→1600℃； 99%瓷→1700℃。
(1)相变增韧机制
①应力诱导相变增韧
I. II. III. IV.
Y-TZP受外力时首先产生微裂纹； 裂纹尖端产生张应力，t-ZrO2产生应力松弛，则产生相变，成为m-ZrO2 ； 相变产生体积膨胀和剪切应变，引起的压应力抵消了外力造成的张应力， 从而阻止裂纹进一步延伸， t-ZrO2相变中止； 只有施加更大的外力才能使相变继续进行，裂纹继续扩展，形成新的自 由表面，直到材料断裂，从而提高了陶瓷的断裂韧性与强度。
巨晶
粗晶 中晶 细晶
半晶质
微晶
隐晶
玻璃质
主 晶 相 晶 粒 的 相 对 大 小
均粒状
非均粒状
斑状
主 晶 相 晶 粒 的 自 形 程 度
自形晶
半自形晶
他形晶
主 晶 相 的 形 态 与 分 布 方 式
间粒Байду номын сангаас
粗孔
间隔
气 孔 的 直 径 与 分 布
细孔
定向结构
微孔
粒状
柱状
晶 粒 形 态 特 征
柱粒状
针状 网络状 斑状 树枝状 放射状 片状
相同蠕变条件下：1300℃，250MPa，100h YL-a(晶界宽度1nm)； YL-b(晶界宽度2.5nm) YL-b的蠕变量为YL-a的2.4倍
(3)重烧结Si3N4
反应烧结+更高温度烧结
低温氮化后，经1atmN2 压 力，1850℃，2h，室温抗 折强度550MPa
Si3N4烧结温度高，接近其挥发分解温度(1890℃)； 常压下，提高烧成温度增加致密度比较困难； 发展了一种新工艺———气氛加压烧结工艺； 提高了烧成温度，抑制了烧成过程中的挥发与分解，制备出性能 优良的陶瓷材料
四、陶瓷复合材料
(1)颗粒弥散增强复合材料
ZrO2起相变韧化与裂纹转向韧化作用
(2)纤维补强增韧复合材料
①长纤维增韧
②短纤维(或晶须)增韧
热压方法制备，晶须排列有 一定的择优取向，界面结合 良好，晶须分布比较均匀
③颗粒与短纤维复合增韧
兼有ZrO2 粒子相变增 韧与短纤维韧化作用。
(3)陶瓷基复合材料的界面
酸洗与热处理
②微裂纹分支增韧
主裂纹沿最大张应力的垂直方 向扩展，由于相变而受阻中断，裂 纹只能在偏离45o方向产生分支，也 相当于在剪应力方向再度扩展。 ③微裂纹增韧 材料制备过程中，由高温降至 低温时，一些晶粒的t-ZrO2 自发地 相变到m-ZrO2 ，产生微裂纹，使材 料增韧。
(2)影响相变增韧的因素
m-ZrO2
1150℃ 950℃
t-ZrO2
2370℃
c-ZrO2
t-ZrO2 到m-ZrO2 马氏体相变伴随有相当大的剪切应变(约8%) 和体积增加(3%~5%) 施加压应力可抑止t-ZrO2的相变； 添加Y2O3 、MgO和CeO2 等稳定剂以降低相变温度，而使tZrO2在室温时处于亚稳定状态。
①界面的结构类型
a. 无反应界面层：增强体与基体直接结合，形成共格、半共格 或非共格界面层。界面的结合力弱，有利于界面的解离，对 提高材料的韧性有利。 b. 反应层界面：增强体与基体之间存在一中间反应层或扩散层。 中间层紧密连接增强体与基体，增强界面的结合强度。 其形成及其性能与形成界面两相的化学相容性、原料粉体的 表面化学纯度和烧结添加剂的类型及含量等有关。
二次重结晶，导致局部晶粒 易于长大。 原料本身不均匀； 异常显微结构，晶粒大小分 布显著不均匀。 与添加剂的选用与加入量不 当有关
成型时的压力因素；
烧成温度偏高；
局部不均匀的液相存在。
2、ZrO2陶瓷
广泛应用的： 钇-四方氧化锆(Y-TZP)； 镁-部分稳定氧化锆瓷(Mg-PSZ)； 铈-四方氧化锆瓷(Ce-TZP)； 复合陶瓷ZrO2-TiO2、ZrO2-Al2O3
同 一 材 料 中 添 加 剂 Y2O3 的分布不均匀 ， 含Y2O3 少的 晶粒容易发生相变。
③晶粒取向
(3)成核相变
添加剂在同一晶粒 内的分布也可能不 是完全均匀的，相 变始于Y含量最少 处，即由杂质分布 不均匀而引起成核 相变
与应力诱导相变不 同，后者在相变开 始点周围应力变化 较大处产生，因此 成核相变可能是应 力诱导相变的先兆。
界 面 的 结 合 状 态
物理结合：结合力为弱化学键(氢键与范德华力)， 键能8×102~2.1×104J/mol
化学结合：强化学键，8×102~2.1×104J/mol
②界面的性质对材料力学性能的影响 a. 强的界面结合有利于载荷的传递，对提高材料的强度有利； b. 过强的界面结合将抑制断裂过程中界面的解离、裂纹的偏转 和桥接，对材料的韧性不利； c. 合适的界面结合强度是陶瓷材料得以有效强韧化的关键。
界面的物理相容性也影响复合材料的性能， 为了获得最佳的强韧化效果，增强相与基 体的基本匹配原则是： •增强相的弹性模量大于基体； •基体的热膨胀系数大于增强相。
③复合材料的界面设计
目的：调整增强体与基体之间物理与化学的 相容性，充分地发挥增强体的增韧补强效应。 途径： a. 正确选择增强相与基体，使它们能够形成 一种热力学稳定的界面； b. 增强体的表面改性：表面涂层、酸洗、表 面热处理等。
表面涂层
合理的涂层能有效地调节界面 的残余应力，抑制界面的化学 反应，改善界面的结合状态
①晶粒大小 I. II. ZrO2相变增韧材料中存在临界晶粒尺寸； 晶粒尺寸大于临界尺寸时，易于相变，冷却过程中，伴随相 变产生微裂纹，甚至大裂纹；
III. 晶粒尺寸太小，相变难以进行，起不到增韧作用；
IV. 因此控制晶粒大小成为获得性能优良的相变增韧材料的关键。
②添加剂及其含量
使用不同的添加剂，t-ZrO2的可转变最佳晶粒 大小、范围也不同。如12%CeO-TZP 的最佳晶粒 大小可证实为4-5μm
对 陶 瓷 中 某 些 特 殊 结 构 的 综 合 分 析
反应结构 定向结构
缺陷结构
欠烧或过烧结构 壳芯结构 分相结构 复合结构 电(磁)畴结构
晶界与晶界相
§4.2 含缺陷陶瓷材料的显微结构
一、制备过程产生的缺陷
1、大孔径的孔隙 2、不纯原料 3、异常大晶粒 4、团聚 5、第二相夹杂物
二、高温缺陷
低温氮化后，经15atmN2 压 力，1950℃，2h，室温强度 750MPa，硬度HRA91~92
以Y2O3、AlN、Al2O3为添加剂， 室 温 强 度 850MPa ， KIC 为 8.5MPa· 1/2 m
(4)热压Si3N4 热压Si3N4 是目前性能最好的Si3N4 材料，室温 强 度 950MPa ， KIC 为 10MPa· 1/2 ， 硬 度 m HRA93~94
(5)自补强Si3N4
基体：1μm左右细小的β-Si3N4；
中间分布物：长须状α-Si3N4、四方相晶体(含La化合物)
三、多相复合陶瓷
当第二相TiC粒子从7μm下降到0.8 μm， 强度从418增加到586MPa
TiC与基体SiC之间存 在较大的热膨胀系数 与弹性模量差，在基 体中产生压缩应力； 裂纹扩展到TiC周围时， 与应力互作用造成裂 纹偏折或绕道，从而 提高断裂能。
他形晶：较迟结晶的晶体，在受抑制情况下生长发育，形成晶 形很不完整的晶体。
97瓷中刚玉半自形晶结构 莫来石陶瓷中莫来石 1、自形晶；2、半自形晶；3、他形晶 日用陶瓷中石英晶体受到熔 陶瓷自形晶的结构 蚀后呈他形晶结构
多晶体的晶形
§4.1 陶瓷显微结构类型
瓷 坯 中 晶 质 和 非 晶 质 的 含 量 全晶质 主 晶 相 的 晶 粒 尺 度
注：在某些应力与应变速率条件下， 裂纹尖端后面的玻璃薄层未受损伤， 则可以限制裂纹的生长速率。
高温形变产生的孔穴和裂纹倾向 于沿所受应力的方向排列
高温下孔隙同样可以在没有外加应力 的作用下产生。 样品开始是完全致密的，但在氧化处 理过程中由于晶界孔隙的形成发生肿 胀。
孔隙的产生是由于扩散进入的氧与被 截留在晶界上的碳杂质反应生成CO 气体所致。
显微结构：显微镜下所观察到物质的相种类、大小、 形态和物相之间的相互的结合状况。 相组成：晶相、玻璃相、气相
晶形：每一种晶体在形成、长大的过程中，往往习 惯地、自发地按一定的规律生长和发育成一 定的几何形态。 这种习惯称为结晶习性。
自形晶：先结晶的晶体在较好的环境下生长，即在有利于按其 本身的结晶习性的环境中生长发育的，而形成晶形完整 的晶体。 半自形晶：较迟结晶的晶体，在较差的生长环境下生长发育， 形成晶形部分完整的晶体。
温度↑，陶瓷的强度↓ 高温破坏：广泛分布的显微结构 损伤的积累过程；
室温破坏：已经存在的裂纹的突 然破坏所致。
高温下损伤的形成与材料承受蠕变或蠕 变破坏的能力有关。 与高温强度有关的重要因素— 晶界相
I. 烧结助剂如ＭgO等与Ｓi3N4中的SiO2 杂质 反应形成硅酸盐液相； II. 冷却过程中，这些促进烧结致密的液相形 成玻璃相驻留在晶界上，形成一层薄的非 晶态层(约1nm)； III.材料在高温下(高于晶界玻璃相的转变温 度)受力时，由于蠕变裂纹的生长而破坏； IV.晶界玻璃相成为物质的快速传递区，导致 蠕变孔穴的迅速形成； V. 网状裂纹扩展并最终相互连接，导致材料 完全破坏。
(2)无压烧结Si3N4 Si3N4 粉+烧结助剂→陶瓷材料(1800℃以上温度) 由长柱状和短柱状两种晶形组 成，晶粒发育完好，相互交织， 形成结构致密的材料，室温强 度达到600~700MPa。
由长柱状型和等轴状α型 两种晶粒组成
选择合适添加剂，形成具有高熔点、高耐火度的晶界玻璃相； 净化晶界，生成Si3N4固溶体； 通过氧化，改变晶界玻璃相组成以提高玻璃相耐熔度； 进行适当热处理，使晶界玻璃相析晶出具有高耐火度的晶体。
(3)晶界相与断裂面
以沿晶断裂为主， 也存在穿晶断裂。
晶界玻璃相导致 高温强度下降； 玻璃相微晶化能 弥补强度的下降。
晶界上的Y2O3 易被水 侵蚀而降低材料性能。 添加Al2O3 ，能包裹tZrO2 ，则抗水侵蚀性 能提高，断裂韧性与 强度也提高。
二、非氧化物陶瓷
Si3N4陶瓷
等轴状α型：低温型，六 方晶系； 长柱状型：高温型，六 方晶系。 (1)反应烧结Si3N4 3Si+2N2→ Si3N4 晶粒生长发育不十分完整，气孔较多，结 构比较疏松。这种工艺没有发挥氮化硅的 优良性能。室温抗折强度150~200MPa
§4.3 陶瓷材料显微结构分析
一、氧化物陶瓷
1、Al2O3陶瓷
90瓷、95瓷、97瓷、 99瓷、透明氧化铝瓷
Al2O3 1200C Al2O3
95%瓷的主晶相α-Al2O3 呈柱状晶形；97%瓷 中的α-Al2O3 仍呈柱状晶形； 99%瓷和透明 Al2O3 瓷的晶形呈粒状，并且趋向于接近六 边形断面 Al2O3含量↑，玻璃相↓。 Al2O3含量↑，烧成温度↑。95%瓷→1600℃； 99%瓷→1700℃。
(1)相变增韧机制
①应力诱导相变增韧
I. II. III. IV.
Y-TZP受外力时首先产生微裂纹； 裂纹尖端产生张应力，t-ZrO2产生应力松弛，则产生相变，成为m-ZrO2 ； 相变产生体积膨胀和剪切应变，引起的压应力抵消了外力造成的张应力， 从而阻止裂纹进一步延伸， t-ZrO2相变中止； 只有施加更大的外力才能使相变继续进行，裂纹继续扩展，形成新的自 由表面，直到材料断裂，从而提高了陶瓷的断裂韧性与强度。
巨晶
粗晶 中晶 细晶
半晶质
微晶
隐晶
玻璃质
主 晶 相 晶 粒 的 相 对 大 小
均粒状
非均粒状
斑状
主 晶 相 晶 粒 的 自 形 程 度
自形晶
半自形晶
他形晶
主 晶 相 的 形 态 与 分 布 方 式
间粒Байду номын сангаас
粗孔
间隔
气 孔 的 直 径 与 分 布
细孔
定向结构
微孔
粒状
柱状
晶 粒 形 态 特 征
柱粒状
针状 网络状 斑状 树枝状 放射状 片状
相同蠕变条件下：1300℃，250MPa，100h YL-a(晶界宽度1nm)； YL-b(晶界宽度2.5nm) YL-b的蠕变量为YL-a的2.4倍
(3)重烧结Si3N4
反应烧结+更高温度烧结
低温氮化后，经1atmN2 压 力，1850℃，2h，室温抗 折强度550MPa
Si3N4烧结温度高，接近其挥发分解温度(1890℃)； 常压下，提高烧成温度增加致密度比较困难； 发展了一种新工艺———气氛加压烧结工艺； 提高了烧成温度，抑制了烧成过程中的挥发与分解，制备出性能 优良的陶瓷材料
四、陶瓷复合材料
(1)颗粒弥散增强复合材料
ZrO2起相变韧化与裂纹转向韧化作用
(2)纤维补强增韧复合材料
①长纤维增韧
②短纤维(或晶须)增韧
热压方法制备，晶须排列有 一定的择优取向，界面结合 良好，晶须分布比较均匀
③颗粒与短纤维复合增韧
兼有ZrO2 粒子相变增 韧与短纤维韧化作用。
(3)陶瓷基复合材料的界面
酸洗与热处理
②微裂纹分支增韧
主裂纹沿最大张应力的垂直方 向扩展，由于相变而受阻中断，裂 纹只能在偏离45o方向产生分支，也 相当于在剪应力方向再度扩展。 ③微裂纹增韧 材料制备过程中，由高温降至 低温时，一些晶粒的t-ZrO2 自发地 相变到m-ZrO2 ，产生微裂纹，使材 料增韧。
(2)影响相变增韧的因素
m-ZrO2
1150℃ 950℃
t-ZrO2
2370℃
c-ZrO2
t-ZrO2 到m-ZrO2 马氏体相变伴随有相当大的剪切应变(约8%) 和体积增加(3%~5%) 施加压应力可抑止t-ZrO2的相变； 添加Y2O3 、MgO和CeO2 等稳定剂以降低相变温度，而使tZrO2在室温时处于亚稳定状态。
①界面的结构类型
a. 无反应界面层：增强体与基体直接结合，形成共格、半共格 或非共格界面层。界面的结合力弱，有利于界面的解离，对 提高材料的韧性有利。 b. 反应层界面：增强体与基体之间存在一中间反应层或扩散层。 中间层紧密连接增强体与基体，增强界面的结合强度。 其形成及其性能与形成界面两相的化学相容性、原料粉体的 表面化学纯度和烧结添加剂的类型及含量等有关。
二次重结晶，导致局部晶粒 易于长大。 原料本身不均匀； 异常显微结构，晶粒大小分 布显著不均匀。 与添加剂的选用与加入量不 当有关
成型时的压力因素；
烧成温度偏高；
局部不均匀的液相存在。
2、ZrO2陶瓷
广泛应用的： 钇-四方氧化锆(Y-TZP)； 镁-部分稳定氧化锆瓷(Mg-PSZ)； 铈-四方氧化锆瓷(Ce-TZP)； 复合陶瓷ZrO2-TiO2、ZrO2-Al2O3
同 一 材 料 中 添 加 剂 Y2O3 的分布不均匀 ， 含Y2O3 少的 晶粒容易发生相变。
③晶粒取向
(3)成核相变
添加剂在同一晶粒 内的分布也可能不 是完全均匀的，相 变始于Y含量最少 处，即由杂质分布 不均匀而引起成核 相变
与应力诱导相变不 同，后者在相变开 始点周围应力变化 较大处产生，因此 成核相变可能是应 力诱导相变的先兆。