第一章 固态相变概论

惯习面指母相的某一主平面； 位向关系指新相的某些晶面、晶向//旧相的某些晶 面、晶向 如：钢由奥氏体转变为正方马氏体:
{111}γ//{110}α´ ，<110>γ// <111>α´。
3. 相变阻力大
弹性应变能和界面能共同构成金属固态相变的阻力
弹性应变能是相界面上原子强制匹配引起的
共格>半共格>非共格
C 0 t
2) Ｆick第一定律在固态相变中的应用
对扩散形相变中某些动力学问题，可以在近 似稳态扩散条件下应用Fick第一定律做定 量及半定量的解析，主要包括两类问题：
三、相变解决什么问题？
（1）相变为何会发生？ （热力学、动力学问题） （2）相变是如何进行的？ （相变机理——与扩散、 位错等相关的理论）
四、相变科学研究的发展
关于相变科学研究开始于十九世 纪的后半期。 1、金属学家利用金相显微术对 钢铁材料热处理中相变前后的各 种显微组织（奥氏体、马氏体、 珠光体）进行组织鉴定，初步掌 握了钢铁中相变的一些经验规律。
4、上个世纪初，塔曼（G.Tammann)及其合作者进 行了相变的实验研究，在凝固过程中观察到成 核的现象。 5、二、三十年代，福尔默（M.Volmer）等建立完 备的成核的经典理论 6、四十年代末，夫兰克（F.C.Frank）提出界面 微观形貌控制长大的理论，其中螺型位错露头 处的台阶扮演重要角色。 7、三，四十年代中期，迈尔（R.F.Mehl）等建立 了扩散控制的新相长大和等温转变曲线理论
弹性应变能 共格应变能 比体积差应变能
弹性应变能
共格应变能 体积应变能
共格界面新旧两相 点阵常数差异 引起的应变能
新相与母相的比容不同， 固态相变时新相的生成 必然受到周围母相的约束 而产生弹性应变而增加 的应变能

2 2 V V V V V V 等压膨胀系数 TP V P P TT V T P
一级相变
二级相变
一级、二级相变时，两相的自由能、熵及体积的变化
S T P
第一章 金属固态相变基础
§1 金属固态相变概论
1 相和相平衡
相：相是系统中均匀的（成分和性质相同或者 连续变化）、与其他部分有界面分开的部分。
描述相的稳定性——Gibbs自由能
G H TS
相平衡的条件：
GP,T minGP,T
非稳定态：不存在这种能垒， 则体系处于非稳定态，它一定 会转变为平衡态或亚稳态。
(2) 平衡脱溶转变
定义：高温过饱和固溶体缓慢 冷却过程中析出第二相的过程 表达式： α→ α′+θ 特点： (a) 新相的成分和结构始终 与母相的不同； (b) 母相不会消失。 钢中？
可发生脱溶转变的合金
例：钢冷却时A中析出Fe3CⅡ或F中析出Fe3CⅢ的过程
（3）共析转变
定义：合金冷却时，由一个固相同时析出两个 不同晶体结构固相的过程称为共析转变。 表达式： γ →α+β 钢中？ 例：钢中的珠光体转变
亚稳态相：相的自由能并不处 于最低，但是与最低自由能态 之间有能垒相分隔；
平衡相：相的自由能最 低时——该相稳定 相平衡关系的描述—相图
两相平衡时——各元素在两相中的化学位相等 B元素在相 中的化学位
P E
A元素在相 中的化学位
G
G
A元素在相 中的化学位
B元素在相 中的化学位
x
2.4.2 不平衡转变
(1) 伪共析转变 定义：接近共析点成分的合 金，过冷到共析点以下发生 共析转变的过程。

Driin•vcoinrnegcaefsoneurccleeTattoedn,ugcrloewatuen
increases as we
til reach equilibrium
supercooling (eutectic, eutectoid)
Small supercooling few nuclei - large
②相变阻力使之无 法进行下去。
α+θ
Al
Cu
(a)过饱和固溶体 (b)GP区, θ′′ , θ′ (c)马氏体
α+Fe3C
Fe
Fe3C
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金属材料热处理原理
3. 1 概述
➢新相/母相相界，类似于晶界，可分共格、部分共格、非 共格等三类
初生新相的相界面多为共格，而后逐渐向非共格界面发展.
crystals Large supercooling rapid nucleation - many
nuclei, small crystals
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金属材料热处理原理
３. 2 新相形核
3. 3 新相形核
均匀形核（任意随机地形核）、不均匀形核（实际情况）
均匀形核(Homogeneous nucleation)
母相
溶质原子扩散
新相
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第26页/共44页
金属材料热处理原理
3. 1 概述
非扩散型相变（移位、切变、军队）
在原子无法实现扩散的条件
下发生。新相生长时，母相
中原子不需扩散，只以小于
母相
新相
原子间距的距离相对位移，
实现晶体集体切变，新相成
分保留母相成分特点。

界面弹性应变能降低。在这种界面上两相原子变为部分地保持匹
配，故称为半（或部分）共格界面。
（b）伸缩型半共格
来不及析出，待冷到室温时
便得到一过饱和固溶体a´。
如在室温或低于MN线的温度
下，溶质原于尚具有一定扩
散能力，则在上述温度停留
α
期间过饱和固溶体便会自发地发生分解，从中逐渐析出
γ
新相。 ——不平衡脱熔沉淀或时效
综上所述，尽管金属固态相变的类型很多，但就相变过程 的实质来说，其变化不外乎以下三个方面：
（三）共析转变 合金在冷却时由一个固相同时分解为两个不同的固相的转变
称为共析转变。如钢中的共析转变 γ → a + Fe3C
（四）调幅(增幅)转变 某些合金在高温下为均匀的单一固溶体，待冷却至某一温度范围 时，将分解成为两种与原固溶体的结构相同，而成分明显不同的 微区的转变称为调幅（或增幅）分解。反应式：γ → a + β
（一）共格界面 当界面上的原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置 时，两相在界面上的原子可以一对一地相互匹配，这种 界面叫做共格界面。
（二）半共格界共格面晶面上弹性应变能的大小取决于相邻
两相界面上原子间距的相对差值δ,该相对
界面上弹性应变能的大小取决差于值即两为相错界配面度。上b原ram子fi间tt通距过的试相验得对出差，
值，即错配度
δ
= aβ − aα aβ
在非均质形核时，δ<6%的形核最有效，
。显然δ，=6δ-12愈%大的形，核弹中性等应有变效，能δ便≥愈12大%。的形
核无效。而且取向的三组晶向之间的夹角
当δ增大到一定程度时，便难以不继应该续为维钝持角完。全共格，这样就会在
界而上产生一些刃型位措，以补偿原子间距差别过大的影响，使

（一） 共析钢过冷A的等温转变(zhuǎnbiàn)曲线(C曲线)
过冷奥氏体的等温转
变图是表示奥氏体急速 冷却到临界点A1 以下
在各不同温度下的保温
过程中转变(zhuǎnbiàn)量与 转变 时 (zhuǎnbiàn)
间的关系曲线.又称C 曲线、S 曲线或TTT曲 线。
(Time-Temperature-Transformation diagram)
在电镜下，亚结构主要是
孪晶，又称孪晶马氏体。
电镜下
光镜下 电镜下
第三十五页，共九十六页。
高硬度是马氏体性能的主要特点(tèdiǎn)。 马氏体的硬度主要取决于其含碳量。 含碳量增加，其硬度增加。
当含碳量大于0.6%时，其硬度(yìngdù)趋于平缓。 合金元素对马氏体硬度的影响不大。 马氏体强化的主要原因是过饱和碳引起的固溶强化。
分类方法很多，P174之表9-1（解析之） 1、扩散型相变：形核、长大---依靠原子长距
离扩散完成---即相界面的扩散、移动来完成： 扩散是控制因素。 相界面：非共格，无严格(yángé)的晶体学对应 关系
例：钢的共析相变
第六页，共九十六页。
2、半扩散(kuòsàn)相变：介于前二者之 间的过渡型相变。
的转变量获得的。
第二十五页，共九十六页。
1）共析钢的CCT曲线 共析钢的CCT曲线没
有贝氏体转变(zhuǎnbiàn)区， 在珠
光体转变区之下多了一 条转变中止线。
当连续冷却曲线碰到
转变中止线时，珠光体 转变中止，余下的奥氏
体一直保持到Ms以下转 变为马氏体。
Vk’ Vk 共析钢的CCT曲线
第二十六页，共九十六页。
例：钢的贝氏体转变：A--B(B=F+Fe3C)

v ∝ΔGα→γ/kT exp（-Δg/kT） 可见，当过冷度很小时，新相长大速 度与新旧相的自由能差成正比，即新相 长大速度随温度降低而增大。
（2）过冷度很大 此时，ΔGα→γ »kT， exp（-ΔGα→γ/kT）→ 0，则
v ∝exp（-Δg/kT） 可见，过冷度很大时，新相长大速 度随温度降低呈指数函数减小。
(2) 位错形核
• 新相在位错线上形核，新相形成处 的位错线消失，释放出来的畸变能 使形核功降低，从而促进形核。
• 位错线不消失，依附在新相界 面上，成为半共格界面中的位错 部分，补偿了错配，因而降低了 界面能，故使新相形核功降低。
• 溶质原子在位错线上偏聚（ 形成气团），满足成分起伏 条件。 • 位错线是扩散的短路通道
• 若界面迁移需要借助原子的扩散， 而扩散需要时间，故新相的长大速 度相对较低。
扩散分为短程扩散和长程扩散，原 子只做短程扩散时，表明新相长大 不会引起成分的变化；反之，新相 长大通过原子的长程扩散来实现， 则伴随成分的变化。
短程扩散——受界面扩散控制 只有获得额外能量越过相变势垒的原子
νγ→α = ν0 exp（-Δg/kT）
另一种可能，在非共格界 面的微观区域中也可能呈现 台阶状结构，台阶平面是原 子排列最密的晶面，台阶高 度约相当于一个原子层，小 台阶的横向移动，导致相界 面的纵向推移，使新相长大 。
晶核长大速度 新相长大速度取决于相界面迁 移速度。 • 对于以点阵切变机制实现的界面迁 移，不需要原子扩散，其长大激活 能为零，故一般具有很高的长大速 度。
晶核长大机理 实质上是界面向母相方向的迁移
与界面结构有关 共格 半共格 非共格
共格界面的迁移 如何实现保持共格而实现相界面移动？
协同或切变

与液态金属结晶一样，其相变驱动力也来自新相与母相的自由能差，也 通过形核与长大过程来完成。但因相变前后均为固态，故有以下几个特点。
一、界面和界面能
固/固相界面可按结构特点分为： 共格界面：界面两侧的两个相的原子能一一对应，相互保持匹配。 半共格界面：由于界面两侧的原子间距不同，界面上只有部分原子能够依 靠弹性畸变保持匹配，在不能匹配的位置将形成刃型位错。 非共格界面：两相的原子间距差别太大，在界面上两侧原子不能保持匹 配。 界面能：界面上原子排列的不规则性将导致界面能量的升高。因此，非共格 界面能最高，半共格界面次之，共格界面能最低。
第一部分
热处理原理
第一章 金属固态相变基础
固态相变：固态金属在加热和冷却过 程中可能发生各种相的转变 金属热处理：固态金属通过特定的加 热和冷却，使之发生相、组织转变，获得 所需组织性能的一种工艺过程 两者关系：金属固态相变是金属热处 理的理论基础。
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第一节
金属固态相变的主要类型 扩散型相变
原子运动特点
非扩散型相变
平衡相变
平 衡 状 态 非平衡相变 一级相变 热 力 学 二级相变
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一、按相变过程中原子的运动特点分类
① 脱溶分解
② 共析转变
③ 有序化转变 1.扩散型相变 ④ 块状转变
⑤ 多型性转变
⑥ 调幅分解
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脱溶分解：由过饱和固溶体中析出新相的过程，( + ) 共析转变：冷却时一个固相()分解为结构不同的两个新相和 混合物的相变， ( + )
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二、按平衡状态分类
平衡相变：缓慢加热、冷却，获得符合平衡状态图的平衡组织，多形性转变 平衡脱溶转变、共析转变、有序化转变等。 非平衡相变：加热或冷却很快，平衡相变被抑制，发生某些平衡状态图上 不能反映的转变并获得不平衡或亚稳态的组织，马氏体转变、 贝氏体转变、非平衡脱溶沉淀，伪共析转变属于非平衡相变。

热力学模型的必要性
热力学模型可以帮助我们理解和预测金属固态相变过程中的各种现象， 如相变温度、相变驱动力、新旧相的平衡等。
03
热力学模型的基本组成
热力学模型通常包括自由能函数、热力学参数和状态方程等。
自由能函数的构建
自由能函数的定义 自由能函数是描述系统自由能与温度、压力等变量之间关 系的函数。在金属固态相变中，自由能函数通常包括体积 自由能、表面自由能和化学自由能等部分。
相变前后晶体结构的改变是相变的重要特征之一。在金属固态相变中，晶格常 数的变化和晶体结构的变化都与相变过程密切相关。
相变前后晶体结构的改变
相变前后晶体结构的变化是金属固态相变的基本特征之一。例如，在铁的同素 异构转变中，α-Fe和γ-Fe的晶体结构不同，它们之间的转变伴随着晶体结构的 改变。
晶体缺陷与相 变
自由能函数的表达式 自由能函数通常由多项式或超越函数的形式表达，这些表 达式能够描述系统的热力学性质和相变行为。
自由能函数的参数 自由能函数中包含一些参数，这些参数需要根据实验数据 或量子力学模拟进行确定。
热力学参数的确定
热力学参数的定义
热力学参数是描述系统热力学性质的 物理量，如熔点、沸点、相变温度等。 在金属固态相变中，我们需要确定新 旧两相的热力学参数。
动力学模型主要考虑相变过程 中的物理和化学驱动力、热力 学参数以及相变机制等因素。
通过建立动力学模型，可以定 量描述相变过程，揭示相变机 制，为材料设计和性能优化提 供理论支持。
扩散控制相变
扩散控制相变是指相变过程中原 子或分子通过扩散实现相互转换。
扩散控制相变主要受温度、压力 以及合金成分等因素影响。
相变热力学
相变热力学研究的是相变过程中系统热力学参量的变化，如自由能、熵、体积等。

1869年，安德鲁斯发现（气-液相变）临界点和临界现象 1873年，范德瓦尔斯(Van der Waals )提出了范德瓦尔斯(非理 想气体)方程 a ( p 2 )( v b ) R T v 1876和1878年，Gibbs分两部分发表了“论复相物质的平衡” Gibbs主要贡献： 引入Gibbs函数和化学势
上述三种变化可以单独出现，也可以两种或三种变化兼而有之。
§2.1 相及相变
图2.1 水的P‐T图
图2.2 铁的P‐T图
§2.1 相及相变
相变的 分析表征技术
§1.3 相变研究发展简况
1900年，荷兰Roozeboom根据相率修订了Austen1899年发 表的Fe-C相图。
图1.8a Roozeboom 修订的Fe‐C相图，1900年
图1.8b 目前接受的Fe‐C相图
为纪念Austen在固溶体和Fe‐C相图的贡献，1900年命名固溶体为奥氏体。
7大晶系和14个布拉维点阵
图1.1 相变及能量变化
图1.2 7大晶系和14个布拉维点阵
第一章 绪论 §1.1 相变研究的意义
固态相变是金属材料热处理的基础。利用相变可改善材料 的显微组织，提高材料的性能，充分发挥材料的潜力。
图1.1 材料研究的四要素
第一章 绪论 §1.1 相变研究的意义
第四章 § 4.1 § 4.2 第五章 第六章 第七章 第八章
珠光体共析转变 珠光体共析转变 相间沉淀 马氏体相变 贝氏体相变 其它相变 近代相变理论简介(自学)
第三章 脱溶沉淀和Spinodal分解
脱溶沉淀 时效硬化合金中的脱溶沉淀 胞状脱溶 Spinodal分解
主要内容
材料相变过程涉及热力学、动力学和晶体学

两相晶体结构相同、点阵常数相 近，或者两相晶体结构和点阵常数 虽有差异，但存在一组特定的晶体 学平面。
共格界面示意图
两种情况，两种后果
理想共格界面（如孪晶界）：其弹 性应变能和界面能都接近于零。
非理想共格：实际上，晶体结构或 点阵常数总是存在差异，完全共格是 强制性的，相界面附近必将产生弹性 应变。
➢固态相变的特性
1．相界面 2．位向关系与惯习面 3．弹性应变能 4．过渡相的形成 5．晶体缺陷的影响 6．原子的扩散
➢固态相变的特性——1. 相界面
相界面
共格界面 半共格界面 非共格界面
共格界面：界面上原子所占位置恰 好是两相点阵的共有位置，或界面 上原子为两相所共有，或界面上两 相原子完全匹配。
原子扩散速度快、相变 应力容易被松弛
形核容易
位错形核更次之
晶界非均匀形核 最小
➢固态相变的特性——6.原子的扩散 固态中原子的扩散速度远远低于
液体原子，所以，原子扩散速度对固 态相变影响很大。
有成分变化的相变，原子迁移率 （温度）是相变速度的控制因素。
温度是影响固态相变中原子扩 散的绝对因素，而温度对冷却时发 生的相变有戏剧性影响。可能使相 变类型发生变化
二级相变
相变时新旧两相的化学势相等， 且化学势的一级偏微商也相等， 但化学势的二级偏微商不等的相 变称为二级相变。
已知：
γ等温压缩系数;ε等压膨胀系数;Cp等压比热
发生二级相变时，无相变潜热和 体积的变化，只有比热，压缩系数 和膨胀系数的不连续变化。磁性转 变，有序化等属于二级相变。
Fig.1-1-3 Relationship of thermodynamic functions with temperature. b) second order phase transition.

界面共格时：界面能 ↘ 弹性应变能 ↗ 界面不共格时：
盘（片）状新相：界面能 ↗ 弹性应变能 ↓ 球状新相： 界面能 ↓ 弹性应变能 ↑
固态相变时究竟是界面能还是弹性应变能起 主导作用取决于具体条件。
过冷度大，临界晶核尺寸小，单位体积新相界面积大，界 面能增加巨大，此时界面能起主导作用，两相界面易取共 格方式以降低界面能。
对新、旧相α和β，有：
μα=μβ Sα＝ Sβ Vα＝Vβ
化学势一级偏微商相等
等压比热：
C α ≠C β
等温压缩系数： K α ≠ K β
等压膨胀系数：λα≠λβ
化学势二级偏微商不等
因此：无相变潜热和体积变化，而比热、压缩系数、膨胀系 数是变化的。如材料有序化转变、磁性转变、超导转变等。
一、相变分类
一、相变分类
小结：相变的实质，是相结构、成分或有序化程度发生变化， 相变可以兼有上述相变类型的一种或几种。
如：马氏体相变 是非扩散相变、非平衡相变、有核相变；
（新旧相成分相同、结构不相同）
珠光体相变 是扩散相变、平衡相变、有核相变； （新旧相成分不相同、结构不相同）
思考：同素异构转变，脱溶转变（平衡、非平衡）， 伪共析相变，贝氏体相变，奥氏体转变，调幅分解等 各属于什么相变类型？
如：同素异构转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、 有序化转变、珠光体转变等
一、相变分类
3. 按原子迁移情况分类 （1）扩散型相变
（2）非扩散型相变 相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子
运动是协调一致的。原子只作有规则的迁移以使晶体点 阵重组，原子迁移范围有限不超过一个原子间距。
如：淬火马氏体相变 特点： ➢ 存在均匀切变引起宏观变形； ➢ 相变无扩散，新、旧相化学成分相同； ➢ 新、旧相之间存在一定晶体学取向关系； ➢ 相变速度快。

（2）非平衡相变
贝氏体相变 非平衡脱溶沉淀
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1.1 金属固态相变的主要类型
1.1.2 按平衡状态图分类 1.平衡转变
固态金属在缓慢加热或冷却时发生的能获得符合相 图所示压力改变时，由
一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程叫做同素 异构转变。
②多形性转变——固溶体的同素异构转变称为多形性
体转变的独特的不平衡转变，称为贝氏体转变，又称
为中温转变。 贝氏体转变产物的组成相是相和碳化物，但相的 形态和碳含量以及碳化物的形态和分布等均与珠光体 的不同，称为贝氏体。
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1.1.2 按平衡状态图分类 2. 非平衡转变
④ 非平衡脱溶沉淀
若合金C0自T1温度采取快冷，则相来不及析出，待冷 到室温时便得到一个过饱和固溶体。如果在室温或低于 MN线的温度下，溶质原子尚具有一定扩散能力，则在上 述温度停留期间，过饱和固溶体便会自发地发生分解，从 中逐渐析出新相，但这种新相在析出的初级阶段，在成分 和结构上均与平衡沉淀相有所不同，这种相变称为不平衡 脱沉淀（也称为时效）。在低碳钢和铝、镁等有色合金中 会发生这种转变。
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1.2 金属固态相变的主要特点
1. 相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面）
金属固态相变时，新相与母相之间的界面与金属凝固 过程中的液固界面不同，为两种晶体的界面；与一般的 晶粒边界也不相同。 根据界面上两相原子在晶体学上的匹配程度，相界面 可以分为： 共格界面 半共格界面
非共格界面
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1.1.2 按平衡状态图分类 1.平衡转变 ④共析转变——冷却时由一个固相分解为两个不同
固相的转变称为共析转变。
共析转变可以用反应式 +表示。共析转变生 成的两个新的成分和结构 都与母相不同。钢在冷却 时由奥氏体转变珠光体 （铁素体与渗碳体的混合 物），即属这种转变。

相变原理复习习题第一章固态相变概论相变：指在外界条件(如温度、压力等)发生变化时，体系发生的从一相到另一相的变化过程。

固态相变：金属或陶瓷等固态材料在温度和/或压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的改变。

共格界面：若两相晶体结构相同、点阵常数相等、或者两相晶体结构和点阵常数虽有差异，单存在一组特定的晶体学平面使两相原子之间产生完全匹配。

此时，界面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，界面上原子为两相所共有，这种界面称为共格界面。

当两相之间的共格关系依靠正应变来维持时，称为第一类共格；而以切应变来维持时，成为第二类共格。

半共格界面：半共格界面的特点：在界面上除了位错核心部分以外，其他地方几乎完全匹配。

在位错核心部分的结构是严重扭曲的，并且点阵面是不连续的。

非共格界面：当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度δ很大时，两相原子之间的匹配关系便不在维持，这种界面称为非共格界面；一般认为，错配度小于0.05时两相可以构成完全的共格界面；错配度大于0.25时易形成非共格界面；错配度介于0.05～0.25之间，则易形成半共格界面。

一级相变：相变前后若两相的自由能相等，但自由能的一级偏微商（一阶导数）不等的相变。

特征：相变时：体积V，熵S，热焓H发生突变，即为不连续变化。

晶体的熔化、升华，液体的凝固、气化，气体的凝聚，晶体中大多数晶型转变等。

二级相变：相变时两相的自由能及一级偏微商相等，二级偏微商不等。

特征：在临界点处，这时两相的化学位、熵S和体积V相同；但等压热容量Cp、等温压缩系数β、等压热膨胀系数α突变。

例如：合金的有序-无序转变、铁磁性-顺磁性转变、超导态转变等。

均匀相变：没有明显的相界面，相变是在整体中均匀进行的，相变过程中的涨落程度很小而空间范围很大。

特点：A: 无需形核；B: 无明确相界面；非均匀相变：是通过新相的成核生长来实现的，相变过程中母相与新相共存，涨落的程度很大而空间范围很小。

第三节 成核-生长相变
大多数相变过程都具有成核-生长相变机理。 大量的晶型转变包括简单地分解为二相区域的转 变，都可以用成核-生长过程来描述。在这种过程 中，新相的核以一种特有的速率先形成，接着这 个新相再以较快的速度生长。亚稳相到稳定相的 不可逆转变。通常是以成核-生长的方式进行。
一、相变过程的不平衡状态及亚稳区
一般高级相变很少，大多数相变为低级相变。
三、 按相变发生的机理分类
1、成核-生长机理（nucleation-growth transition） 2、斯宾那多分解（spinodal decomposition） 3、马氏体相变（martensite phase transformation） 4、有序-无序转变（disorder-order transition）
4、有序—无序相变：
旧相和新相结构只是对称性的改变，相变过程 以有序参量表征的相变。
有序－无序的转变是固体相变中的另一种机理， 属扩散性相变。如尖晶石结构的磁性体Fe3O4，室 温下Fe3+Fe2+无序排列，但在120K以下，Fe3+Fe2+占 具各自的位置呈有序排列，有序-无序转变的温度 称居里点。
临界晶核：能够稳定存在的且能成长为新相的核胚。 晶核形成的热力学条件必须系统的自由焓ΔGr＜0，即体 积自由焓较界面自由焓占优。 成核过程分为均态核化和非均态核化。
均态核化（homogeneous nucleation）—晶核从均匀的单 相熔体中产生的几率处处是相同的。
非均态核化（heterogeneous nucleation）—借助于表面、 界面、微粒裂纹、器壁以及各种催化位置等而形成晶核 的过程。
2、均态核化
1）临界晶核半径r*与相变活化能ΔGr*