玻璃的凝固

特殊凝固方法：
快速凝固：
一、金属快速凝固的概念
在金属凝固过程中，凝固系统的传热强度及凝固速率对凝固过程及合金组织有着直接而重要的影响。

快速凝固指的是在比常规工艺过程中快得多的冷却速度下，金属或合金以极快的速度从液态转变为固态的过程。

常规工艺下金属的冷却速度一般不会超过102 ℃/S。

例如：大型砂型铸件及铸锭凝固时的冷却速度约为：10-6~10-3 ℃/S；中等铸件及铸锭约为10-3~100 ℃/S；薄壁铸件、压铸件、普通雾化约为100~102 ℃/S。

快速凝固的金属冷却速度一般要达到104~109 ℃/S。

经过快速凝固的合金，会出现一系列独特的结构与组织现象。

1960年美国加州理工学院Duwez等人采用一种特殊的熔体急冷技术，首次使液态合金在大于107℃/S的冷却速度下凝固。

他们发现，在这样快的冷却速度下，本来是属于共晶系的Cu-Ag合金中，出现了无限固溶的连续固溶体；在Ag-Ge合金系中，出现了新的亚稳相；而共晶成分Au-Si (X Si=25%)合金竟然凝固为非晶态的结构，因而可称为金属玻璃。

这些发现，在世界物理冶金和材料科学工作者面前展现了一个新的广阔的研究领域。

二、快速凝固方法及传热特点
1、快速凝固方法
(1)气枪法(gun technique)。

如图5-22所示，这种方法的基本原理是将熔解的合金液滴，在高压( >50 atm)惰性气体流(如Ar 或He)的突发冲击作用下，射向用高导热率材料(经常为纯铜)制成的急冷衬底上，由于极薄的液态合金与衬底紧密相贴，因而获得极高的冷却速度( >109℃/S) 。

这样得到的是一块多孔的合金薄膜，其最薄的厚度小于0.5~1.0 μm(冷速达109℃/S)。

Duwez等人首次获得
熔体急冷合金时，使用的就是这种方法。

目前在某些实验室研究工作中，这种方法仍被使用。

(2)旋铸法(chill block melt-spinning)。

如图5-23所示，旋铸法是将熔融的合金液自钳锅底孔射向一高速旋转的、以高导热系数材料制成的辊子表面。

由于辊面运动的线速度很高( >30~50 m/s)，故液态合金在辊面上凝固为一条很薄的条带(厚度不到15-20μm左右)。

合金条带在凝固时是与辊面紧密相贴的，因而可达到(106~107 ℃/S)的冷却速度。

显然，辊面运动的线速度越高，合金液的流量越大，则所获得的合金条带就越薄，冷却速度也就越高。

用这种方法可获得连续、致密的合金条带。

不但可以方便地用于各种物理、化学性能的测试，而且可以作为生产快速凝固合金的工艺方法来使用，目前己成为制取非晶合金条带较为普遍采用的一种方法。

(3)工作表面熔化与自淬火法(surface melting and self-quenching)。

见图5-24，用激光束或电子束扫描工件表面，使表面极薄层的金属迅速熔化，热量由下层基底金属迅速吸收，使表面层(<10 μm）在很高的冷却速度(>108℃/S)下重新凝固。

这种方法可在大尺寸工件表面获得快速凝固层，是一种具有工业应用前景的技术。

(4)雾化法(atomization) 。

见图5-25，普通雾化法其冷却速度不超过
102~103℃/S。

为加快冷却速度，采取冷却介质的强制对流，使合金液在N2、Ar、He等气体的喷吹下，雾化凝固为细粒，或使雾化后的合金在高速水流中凝固。

另一种雾化法是将熔融的合金射向一高速旋转(表面线速度可达100m/s)的铜制急冷盘上，在离心力作用下，合金雾化凝固成细粒向周围散开，通过装在盘四周的气体喷嘴喷吹惰性气体的加速冷却。

用雾化法制得的合金颗粒尺寸一般为
10-100μm。

在理想的条件下，可达到106 ℃/S的冷却速度。

这些合金粉末通过动态紧实，等热静压或热挤等工艺，制成块料及成型零件。

2、快速凝固晶态合金及非晶态合金的组织与结构特征
合金的组织结构与合金的凝固模式密切相关。

而合金的凝固模式主要决定于一定的形核及传热条件下的界面推进速率。

典型的快速凝固应属于在很高的界面推进下出现的半界面凝固，或属于无偏析凝固。

(1)过冷度对快速凝固模式与合金组织的影响。

根据开始结晶前所达到的过冷度，可分为三种情况：即超快速冷却
（hyper-cooling），临界过冷冷却（critical under cooling）及次快速冷却
（hypo-cooling）。

在次快速凝固的情况下，凝固前期可按无偏析模式进行，后期温度回升至
T k以上，发生溶质元素再分配和偏析。

如果快速冷却达到临界过冷冷却的条件，那么一定成分的合金可发生完全的无偏析凝固。

在某些冷却中，足够大的过冷度还可能促使形成新的亚稳相。

如果过冷度更大，则在溶体过冷到玻璃化转化温度T g时，形核过程还未开始，凝固过程的结果是形成非晶态合金。

这可视作超快速凝固的一种特殊情况。

现在，我们可以得到这样的结论：即快速凝固的实质在于通过某种技术手段，使液态合金在很大的冷却速度下达到足够大的过冷度，使凝固过程尽可能按无溶质再分配、无扩散、无偏析的模式进行。

需要指出的是：除了冷却速度对过冷度有直接影响外，非均质形核在决定凝固开始前的过冷度及凝固模式方面也起着重要的作用。

削弱或消除非均质形核的潜在核心，将使合金在较低的冷却速度下，仍然能达到进行无偏析凝固所必须的过冷度。

那么，冷却速度的加快使过冷度增大，导致凝固模式的改变究竟对合金的组织及结构特征产生如何的影响呢？请看下图：
从普通的铸造生产中的冷却速度到冷却速度为102 ℃/S左右，由于凝固过程中枝晶粗化的时间缩短，因此结晶组织（包括显微偏析）不断细化。

进一步提高
冷却速度时，熔体的热过冷逐渐加深，固-液界面越来越离开平衡状态，溶质元素界面不断发展，最后成为完全的无扩散，无偏析的凝固。

(2)快速凝固合金的组织及结构出现的新变化
在过冷不断加深的过程中，合金的组织及结构主要发生的新变化为：扩大了固溶极限，无偏析或少偏析的微晶组织，形成新的亚稳相以及高的点缺陷密度等。

a.扩大了固溶极限
下表汇集了快速凝固的铝合金中新达到的溶质固溶量数据：
铝合金的固溶极限
在诸如Al-Cu、Al-Si、Al-Mg等合金中，新达到的固溶量不仅大大超过了最大的平衡固溶极限，并且超过了平衡共晶点的成分，通过快速凝固，形成了单相的铝固溶体组织。

下表是铁基臵换溶体中，通过快速凝固后所获得的合金元素溶解度：
置换固溶元素在铁中的溶解度
通过快速凝固也可使铝在铁中的溶解度得到扩大，因而快速凝固的不锈钢中可含有更多的铝而不用担心出现θ相，从而使耐蚀性显著改善。

快速凝固使硼在铁中的固溶度大大提高。

在纯铁中，硼的平衡溶解度为5ppm（摩尔分数）。

当有铌、锰、硅同时存在时，增至120ppm。

但在快速凝固的Fe-Ni-B及Fe-Cr-Ni-B 合金中，获得了x B=1.0%的固溶量，即为常规固溶量的数值的一千倍。

快速凝固可显著地扩大碳在纯铁及铁基合金中的固溶度。

在18-8镍铬奥氏体不锈钢中，通过固态淬火所可能达到的最大固溶碳量为w c=0.25~0.30%，而快速凝固可使固溶碳增至w c=0.87%。

在Fe-Ti-C合金中，固溶碳量由0.1%（质量分数）增至0.5%。

b.超细的晶粒度
快速的凝固合金具有比常规合金低几个数量级的晶粒尺寸，一般为小于0.1~1.0μm，在Ag-Cu(w cn=50%)合金中，观察到了细至30Å的晶粒。

超细铸态晶粒成为快速凝固合金在组织上的又一个重要特征，这显然是在很大的过冷度下达到很高形核率的结果，当在快速凝固的合金中出现第二相或夹杂物时，其晶粒尺寸也相应地细化，例如在奥氏体不锈钢中，快速凝固后析出的MnS夹杂，其尺寸比常规凝固中析出的低2~3个数量级。

c.极少偏析或无偏析
常规铸合金中出现的胞状晶及树枝晶总是伴随着成分的显微偏析，特别在树枝晶中，偏析尤为显著。

而在快速凝固条件下，当生长速度足够高时，枝晶端部的温度会重新下降，直到平衡的固相线温度，此时的固相成分又会回到合金的原始成分。

凝固前沿亦重新成为平界面，表明合金凝固进入了“绝对稳定界限”。

如果凝固速率不仅达到了“绝对稳定界限”，而且超过了界面上的溶质原子的扩散速率，即进入了完全的“无偏析、无扩散凝固”时，便可在铸件的全部体积内获得完全不存在任何偏析的组织。

d.形成亚稳相
在快速凝固的合金中，除了出现不稳定的过饱和固溶体外，还会形成其它的亚稳相。

这些亚稳相的晶体结构可能与平衡状态图上相邻的某一中间相的结构极为相似，因此可看作是快速冷却和达到大的过冷的条件下，中间相的亚稳浓度范围扩大的结果。

另一方面，也有可能形成某些在平衡状态图上完全不出现的亚稳相。

对于具体的一种快速凝固的合金来说，究竟出现了哪一种亚稳组织，自然决定于冷却速度与过冷度。

在含w C=3.5~5.0%、w Si=2.0%的Fe-Cr-Si合金中，通过快速凝固可形成几乎单相的ε相( h，c，p )组织，该相通常只有在高压下才可能出现，或者是属于由低层错能奥氏体转变而来的ε-马氏体。

但是在快速凝固条件下，在较高的碳硅含量时，相能直接由液相形成，并可保持到室温。

这是因为高的碳量w c=3.5~5.0%起到了减小层错能的作用，而较高的硅量w Si=2.0%则起到阻止渗碳体析出的作用，从而保持了相中较高的含碳量。

通过测定，ε相的最低含碳量是x c=14.28%（相当于Fe6C），最高含碳量是x c=25%（相当于Fe3C）。

e.高点缺陷密度
由于液态金属中的“缺陷密度”要比同温度下的固态金属高得多，而在快速凝固的过程中，则会较多的保存在固态金属中。

例如在快速凝固的
Fe-Cr(w Cr=20%)-Ni(w Ni=25%)合金中，许多晶粒含有沿着<100>γ方向分布的，相
互平行的空位环所形成的带，这些环的柏氏向量B=(a/2)<100>，在快速凝固的铝合金中则常出现许多无规则分布的空位环。

又如在快速凝固的奥氏体钢中，常有M23C6颗粒沿<100>晶向呈带状析出（带间距为0.25~0.50μm），类似的缺陷带状结构在雾化的镍基超合金粉末（粒度为10μm左右）中也可发现。

(3)特有的组织结构特征赋予快速凝固合金的优异性能。

a.高强度及高韧性。

是由于快速凝固合金具有扩大的固溶度、超细的晶粒度以及超细和高分散度的析出相所致。

b.高耐蚀性。

在快速凝固条件下可提高铬含量而不致引起铬不锈钢中θ相的析出。

c.高抗蠕变能力。

这是因为消除了偏析，疲劳裂纹的开始得以推迟，在高温合金中使早期熔化温度提高75~100%。

d.快速凝固还可使不锈钢具有良好的抗辐射性能及在高浓度氦气氛中不易膨胀的特性，因而可成为理想的核反应内壁结构材料。

快速凝固不仅可以大大提高现有合金的使用性能，并且可以发展一系列新型的合金材料，因而成为当前金属材料科学及工程方面一个十分活跃的新领域。

目前，快速凝固晶态合金的研究及技术开发工作主要有在高温合金、不锈钢、航空及航天工业中铝合金的研究以及工具钢和模具材料等方面的研究。

(4)快速凝固非晶态合金
a.一种非平衡凝固的极限情况
在足够高的冷却速度下，液态合金可避免通常的结晶过程（形核和生长），而在过冷至某一温度（称玻璃转化温度glass transition temperature）以下时，其内部原子冻结在还是液态时所处的位臵附近，从而形成非晶结构。

由于是从液态连续冷却而形成的非晶固体，故经快速凝固所得到的非晶态合金亦被称为金属玻璃。

合金的熔点或平衡液相线越低，玻璃转化温度越高，则越容易在连续冷却过程中避免结晶过程的发生，最后在Tg温度转变为非晶态合金。

任何一种合金熔体都有可能过冷至Tg而不发生结晶过程，从而形成非晶结构。

只是不同的合金，其形成非晶态的临界冷却速度（Rc）会有很大的差别。

所以，可用形成非晶结构的临界冷却速度来定量表征一种合金形成玻璃态的能力。

一般将临界冷却速度Rc<106~107℃/s的合金列为容易非晶化的合金。

一些工业价值较大的Fe-、Ni-、Co-基非晶合金，其临界冷却速度大都在104~106℃/s的范围内，这些合金在旋铸等方式的快速凝固后，可形成厚度大于15-20μm的非晶条带。

但大部分常规的工业合金，其临界冷却速度远高于此，故在目前的快速凝固技术条件下，还不容易形成非晶结构。

b.容易形成金属玻璃的合金系
凡是容易形成金属玻璃的合金系，大都在它们的平衡状态图上有一个或几个深凹的共晶谷，或者是随着溶质含量的增加，液相线温度迅速下降，导致在平衡状态图上出现一段液相线区域，其温度显著地低于溶剂金属的熔点，而容易成为金属玻璃的合金成分，就在这些深凹的共晶点左右，或在低平的液相线段上。

根据上述特性，将容易成为金属玻璃的合金系分为五类：
①“后过渡族金属——类金属”类
其中，后过渡族金属包括VIII族，亦包括IB族的贵金属，类金属元素包括B、P、Si、C等，其含量对于二元非晶合金一般为15-25%（摩尔分数）。

同时含有两个类金属元素或加入第二个或多个过渡族元素，常可使合金的非晶态化能力增强，还表现为成分范围的扩大和稳定性的提高。

目前，工业生产中应用最多的正是属于这一类的铁、镍、钴为基础的非晶合金，如FeNiPB等。

②“后过渡族金属——前过渡族金属”类
这类金属在状态图上大都包含有低的液相线段，如Cu-Ti及Ni-Er等。

③“稀土金属——后过渡金属”类
这类金属有深的共晶谷，故形成非晶的成分范围在共晶点左右，如Cu-Co。

④“ⅡA族金属——另一金属”类
这一类合金亦有很深的共晶谷，如Ca-Al。

⑤“锕系金属——后过渡族金属”类
属于这一类的有U-Co、Np-Ca等。

c.快速凝固非晶态合金的性能特点
①在力学性能上，具有极高的强度与硬度（如Fe80B20非晶态合金的屈服极限可达3626 Mpa，Hr硬度为10790 Mpa，杨氏模量E为165730 Mpa）；虽然非晶态合金的延伸率较小（约为1.5%~2.5%），但在压缩时表现出很高的塑性；它的撕裂性能亦比一般晶态合金高，表明在高强度的同时有较好的韧性。

②具有十分良好的软磁性能，其铁芯损耗仅为晶态合金的几分之一，是优异的变压器铁芯，磁录音头及多种磁性器件的材料。

③具有很小直至为零的电阻温度系数，因而可以成为标准电阻及磁泡存储器材料。

④以铁、镍、钴为基，含有一定量的铬及磷的金属玻璃（Fe70CrP13C7）有极好的耐蚀性能，优于最好的不锈钢。

非晶态合金表面还具有良好的化学活性，并对化学反应具有良好的选择性，再加上良好的耐蚀性能，使得金属玻璃有可能成为一种新型的催化剂及电极材料。

⑤非晶合金还有可能成为很有希望的储氢及超导材料。

玻璃的凝固
什么是玻璃：
狭义概念：将二氧化硅与钠、钾、钙的氧化物或各种金属氧化物熔融，然后快速冷却以避免结晶而得到的一种硬而脆的固体。

可以是透明、半透明。

广义概念：凡熔融体通过一定方式冷却而成的无定形体，因粘度的不断增加而具有固体的机械性质和一定的结构特征者，不管其化学组成和固化温度范围如何，都称为玻璃。

由此可知：
1． 玻璃不是化合物，没有一定的化学分子式，其化学成分是可以改变的。

2． 玻璃是无定形体，不是晶体，是经过冷却的液体，融化时没有一个固定的温度，即没有熔点。

1、 玻璃形成原理
玻璃形成实际是避免结晶。

熔体结晶是由两个过程组成的：晶核形成和晶核长大
形核速率：
()()()⎪⎪⎭
⎫ ⎝⎛∆-=⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛∆⋅∆-=⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛∆-=20022300*00exp 1316exp exp T A
c f T kT H T c f kT G c f N v m SL πγ均匀均匀()()⎪⎭⎫ ⎝⎛∆⋅-=⎪⎪⎭
⎫ ⎝⎛⋅∆-=⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛∆-=200*00*00exp exp exp T f A c f kT f G c f kT G c f N θθ均匀非均匀非均匀晶核长大速率：
⎥⎦
⎤⎢⎣⎡⎪⎭⎫ ⎝⎛∆--⎪⎭⎫ ⎝⎛∆-=⋅∆=kT G kT G a a n n V V a exp 1exp 0ν 当过冷度很小时，∆G V <<kT ，kT G kT G V V
∆-=⎥⎦⎤⎢⎣⎡
⎪⎭⎫ ⎝⎛∆-
-1exp 1 则⎪⎭
⎫ ⎝⎛∆-∆=kT G kT G a V a V exp ν 下过冷度下，长大速率小
当过冷度很大时，∆G V >>kT ，0exp →⎪⎭
⎫ ⎝⎛∆-
kT G V 。

⎪⎭⎫ ⎝⎛∆-=kT G a V a exp ν 大过冷度下长大速率小。

在V-T 曲线上有极大值。

总结晶速率：⎪⎭
⎫ ⎝⎛--=∙433exp 1t V N x π
如果只考虑均匀成核，将V β/V=为10-6代入上式，设定一系列T （或t ）值，就可以得到一系列对应的t （或T ）
值，将它们绘制出来如图4-21所示，这
就是3T 图，其中用过冷度为纵坐标，冷
∆T
却时间为横坐标。

3T曲线大体上是一条头部朝左的抛物线状，当ΔT 太小时，析晶推动力小，析晶时间长；当ΔT太大时，熔体η大，原子迁移速率低，析晶困难，需要很长时间。

所以3T图呈现如图所示的这种形状，曲线右边是析晶区域，曲线左边是形成玻璃区域。

形成玻璃所需的冷却速率由3T曲线头部所对应的过冷度（ΔT n）和时间（t n）计算出来：
对于不同的系统，3T曲线位置和形状也不同，所需的临界冷却速率也不同，用它可以来比较不同物质形成玻璃的能力，若所需冷却速率越大，则形成玻璃越困难，而析晶越容易。

从有关数据可以看出，玻璃转变温度T g与熔点T M之间存在一定的相关性，T g/T M可用作判断能否形成玻璃的标志。

Tg是和动力学有关的参数，它由冷却速率和结构调整速率的相对大小确定的。

对于同一种物质，其转变温度愈高，表明冷却速率愈快，愈有利于生成玻璃，对于不同物质，则应综合考虑Tg/TM值。

图4-22给出了一些化合物的熔点与转变温度的关系，图中直线为T g/T M=2/3。

可见，易生成玻璃的氧化物位于直线上方，而较难生成玻璃的非氧化物，特别是金属与合金位于直线下方。

左侧为高温亚稳区均匀形核速率很低，因此无法结晶。

但是，发生非均匀形核时，会有晶核形成。

再有生长速率，会发生析晶。

右侧为低温亚稳区，在此区域，粘度大，质点难以移动无法成核与长大，不能析晶，而成为玻璃。

重叠区为析晶区。

重叠区越大，越易析晶。

越小越易形成玻璃。

形成玻璃要迅速冷却越过析晶区。

2、影响析晶的因素
（1）熔体的组成：
不同组成的熔体其析晶能力不同，析晶机理也不同。

组成越简单，熔体越易析晶。

（原因是熔体冷却到液相线温度时，组成越简单的化合物各组成部分相互碰撞排列成一定晶格的几率越大。

因此一定化合物组成的玻璃容易析晶。

组成位于相界线时，特别是低共熔点时，不易析晶。

因为系统要同时析出两种以上的晶体，初期形核时晶核结构相互干扰。

（2）熔体结构
网络断裂程度：断裂越多，越易析晶。

连接越多，不易调整成规则排
列而析晶。

随碱金属氧化物加入量的增加，析晶能力增强。

在碱金属氧化物含量相同时，阳离子对熔体结构网络的断裂作用大小决定于其离子半径。

例如一价离子中随半径增大而析晶本领增加，即Na+＜K+＜Cs+。

而在熔体结构网络破坏比较严重时，加入中间体氧化物可使断裂的硅氧四面体重新相连接，从而熔体析晶能力下降。

例如含钡硼酸盐玻璃60B2O3·10RmOn·20BaO中添加网络外氧化物如K2O、CaO、SrO 等促使镕体析晶能力增加，而添加中间体氧化物如A12O3、BeO等则使析晶能力减弱。

(2)熔体中所含网络变性体及中间体氧化物的作用。

电场强度较大的网络变性体离子由于对硅氧四面体的配位要求，使近程有序范围增加，容易产生局部积聚现象，因此含有电场强度较大的(Z/r2＞1．5)网络变性离子(如Li+、Mg2+、La3+、Zr4+等)的熔体皆易析晶。

当阳离子的电场强度相同时，加入易极化的阳离子(如Pd2+及Bi2+等)使熔体析晶能力降低。

添加中间体氧化物如A12O3、Ge2O3等时，由于四面体[AlO4]5-、[GeO4]4-等带有负电，吸引了部分网络变性离子使积聚程度下降，因而熔体析晶能力也减弱。

以上两种因素应全面考虑。

当熔体中碱金属氧化物含量高时．前
一因素对析晶起主要作
用；当碱金属氧化物含量不多时，则后一因素影响较大。

从熔化熵的角度看：熵变小的易析晶。

因为熔体结构与晶体结构十分相似。

如BaO⋅2B2O3和PbO⋅2B2O3的熔化熵分别为1.75⨯10-6J/K和3⨯10-6J/K。

虽然BaO⋅2B2O3的粘度比PbO⋅2B2O3大3倍以上。

但BaO⋅2B2O3的结晶生长速率是PbO⋅2B2O3的35倍
再如SrO⋅2B2O3和PbO⋅2B2O3的熔化熵分别为 2.63⨯10-6J/K和3⨯10-6J/K，液相粘度相同。

SrO⋅2B2O3的析晶速率比PbO⋅2B2O3大130倍。

3、界面情况
虽然晶态比玻璃态更稳定，具有更低的白由能。

但由过冷熔体变为晶态的相变过程却不会自发进行。

如要使这过程得以进行，必须消耗—定的能量以克服由亚稳的玻璃态转变为稳定的晶态所须越过的势垒。

从这个观点看，各相间的分界面对析晶最有利。

在它上面较易形成晶核。

所以已存在相分界面是熔体析晶的必要条件。

如微分相液滴、微小杂质、坩埚壁、玻璃-空气界面等均可以是相分界面。

4．外加剂
微量外加剂或杂质会促进晶体的生长．因为外加剂在晶体表面上引起的不规则性犹如晶
核的作用。

熔体中杂质还会增加界面处的流动度，使品格更快地定向。

5、非化学计量
如果熔体和析出晶体组成不同，则界面附近的熔体组成不同于主熔体，组成不同会减小这些成分构成晶体的有效性，因而减小生长速率。

微晶玻璃
发现：
50年代初，在世界上享有盛誉的美国康宁玻璃公司为了开发新型玻璃，抽调一批精干的科研人员，组成了研究发展中心。

化学家斯托凯受命在该中心负责研制含微量银的感光玻璃。

所谓感光玻璃，就是一种能感光显色的新型玻璃。

这种玻璃经紫外线照射感光后，再经热处理，就能显示出美丽的影象，不但色泽鲜艳，而且永不褪色。

一天，斯托凯正在实验室做热处理试验。

按工艺规程要求，热处理时加热温度为玻璃软化温度以下50～100℃，保温时间为1～2小时。

斯托凯把一块玻璃放入自动控制温度的电炉中，将温度控制仪上的加热温度调整为600℃。

这种温度控制仪的工作原理是：一旦炉温超过设定的温度，比方说600℃，它会自动切断电源，停止加热；而当温度下降到低于600℃时，又自动接通电源。

这样一会儿断电一会儿通电，就把炉温保持在600℃左右。

现在，斯托凯一切准备就绪，他关上炉门，接通电源，电炉开始升温。

突然，传来一阵急促的电话铃声，原来是通知他立即去开会。

按照实验室规定，电炉在加热时工作人员不能离开岗位，但斯托凯想，反正有温度控制仪，就明知故犯地离开实验室去开会了。

当他重返实验室时，不禁大吃一惊，控制仪失灵，炉内温度早已升到900℃，真是糟糕透顶。

不仅实验失败，而且熔融玻璃会粘住炉膛，损坏电阻丝，后
果十分严重。

斯托凯非常懊恼，赶紧打开炉门，意外的事情发生了：玻璃没有熔融，还是直挺挺地躺在炉内，但已面目全非，样子有点像不透明的瓷砖，用钳子夹起来不是软绵绵的而是硬邦邦的，敲打起来还会发出像金属那样的声音。

这块玻璃究竟发生了什么变化？经过仔细的研究和反复试验，斯托凯在显微镜下观察到：这块玻璃中析出了大量的微小晶体，这就是后来大名鼎鼎的微晶玻璃。

概念：是由微小晶体组成的玻璃。

（在玻璃中微小晶体均匀分布的复合材料）由于这种玻璃具有与陶瓷相似的结构，所以又称为“玻璃陶瓷”。

分类：
外观：透明、不透明
微晶化原理：光敏、热敏
性能：耐高温、耐热冲击、高强度、耐磨、易机械加工、易化学蚀刻、耐腐蚀、低膨胀、零膨胀、低介电损伤、强介电性、强磁性和生物相容性等
基础玻璃组成：硅酸盐、铝硅酸盐、硼硅酸盐、硼酸盐和磷酸盐
微晶玻璃的结构：
微晶玻璃中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，通常不超过2pm。

在晶体之间分布者残存的玻璃相，它把数量巨大、粒度细微的品体结合起来。

结晶相的数目一般为50。