研究各种固体组织结构的形成及其稳定性的一门学科.当一组原子或分子的集聚体具有均一的原子或电子组态时,这一集聚体称为相(phase)；它具有一系列热力学性质特征,如体积、压力、温度及能量.两相之间具有明显的界限、相界两侧的微观结构、成分（或两者兼而有之）发生不连续变化.当一种固相由于热力学条件（如温度、压力、作用于该固体的电场、磁场等）变化成为不稳定的时候,如果没有对相变的障碍,将会通过相结构（原子或电子组态）的变化,转变成更为稳定或平衡的状态,此即发生“固态相变”.在金属学中,相变常指一种组织在温度或压力变化时,转变为另一种或多种组织的过程,如多晶型转变、珠光体相变等.

　　人类对材料的使用决定于能够得到和利用某些特定结构的微观组织和分布,借以获得在使用条件下（如应力分布、磁场等）所需要的此种材料的加工或使用性能.这种组织结构包括电子组态、原子键合性质、原子或分子组态、构成的晶体结构及其中的晶体缺陷、晶体的形状和分布（晶粒和金相组织）,也包括它们当中的组织缺陷.因此研究固态相变对控制金属、合金以及某些非金属材料性能有极为重要的理论和实践意义.

　　固态相变的研究包括下列几个方面,并可据以将相变作出不同的分类.

　　相变晶体学──相结构及结构关系相变晶体学研究相变前后相的结构,这些结构的相互关系,相界面两侧晶体原子排列的匹配的程度,生成相在原来的母相中析出的晶体平面(即惯析面habitplane),以及母相与新相之间的晶体学取向关系(orientationrelationship).如果相变时具有热效应,吸热相将具有较高的内能,键合有所减弱,从而影响一个原子的最近邻和次近邻原子的组态.伯格(M.J.Buerger)根据结构变化涉及的是最近邻、次近邻或更远的原子,以及重组时是否需要原子重新组合,将相变进行分类,并指出需要原子位置的重组和键的破坏的相变,如低碳钢从奥氏体中形成铁素体,将需要较高的激活能,相变的速度较小；而当相变时只发生相对位移、转动或键的畸变时,如奥氏体淬火时转变为马氏体,相变将具有较高速度.

　　研究相变前后的晶体学取向关系（如相互平行的晶面和晶向）对于相变机理的了解是必要的.这种取向关系和新相析出的形态及其在母相上的析出平面(惯析面),对相变后合金的性能有密切关系.

　　相变的金相学宏观材料相变产物的性质,特别是对组织敏感的性质如强度、断裂韧度、延性、超塑性等,除了决定于晶体本身结构及所包含的晶体缺陷（继承母相的或相变时产生的）以及它们所具有的性质外,还决定于相变后组成相的晶粒之间的相互关系,它们的形状大小及其在母相中的分布等因素,如钢中珠光体的粗细（即珠光体中渗碳体和铁素体的厚度）将影响钢的性能.相变的这个研究领域,称为相变的金相学.相变后产物的金相组织,即新相的分布与母相的残留量及分布,由母相及新相的晶体结构,相变的动力学（特别是相变的温度、新相形成的速度）,以及合金的成分等因素所控制.研究相变的这些方面及其相互关系是控制合金材料组织和性质的重要手段.金相组织及其性质还受母相的成分不均匀性,溶解或偏聚的杂质,析出的夹杂物及其分布,存在的晶体缺陷（如晶粒间界、位错、层错）以及加热、冷却和形变产生的缺陷等的影响.

　　相变热力学相变的发生是由于某一个固相在给定的热力学条件下成为不稳定的物系,该固相就会具有通过结构或成分的变化使物系的自由能下降的趋势.从原子或分子的组态变化来考虑,相变可以有三个基本方式：①结构变化,如熔化、凝固、多晶型转变、马氏体相变、块型转变(massivetransformation);②成分的变化,如具有溶解度间隔(solubilitygap)的物系中一个相分为两种与原来结构相同而成分不同的相；③有序程度的变化,如黄铜的有序化.大多数转变则兼具两种或三种过程.这些变化都伴有相应的自由能变化(见合金热力学).

　　在相变时,物系的自由能保持连续变化,但其他热力学函数如体积、焓、熵等发生不连续变化.根据Gibbs自由能(即自由焓G)高阶导数发生不连续的情况(阶数),可以将相变相应地分级：相变时体积及熵变化间断的相变为一级相变,如多晶型相变,它们伴有结构变化和相变潜热.焓、热膨胀与压缩系数发生突变的相变为二级相变,如某些有序无序转变.实际上除了超导转变外,一般相变并不严格符合这些定义,而是介乎两者之间.许多铁磁体的居里点则属于二级相变点.

　　相变热力学主要研究相变发生的条件,其驱动力来源与大小,相变的终点和相变产物的相对稳定性.由于相变潜热比点阵能小得多,相变点及平衡线的理论计算是复杂而困难的.

　　相变动力学研究相变的发生和发展,相变速度和停止过程,以及影响它们的因素.许多相变在临界温度（即两相自由能相等的温度）以下用形核及长大的方式进行.在母相中经过一定孕育时间,产生新相的核,这些核常常以一定速率增多,在一定温度下,每个核以一定速率长大,一直到受阻或自由能条件变为不利.由于新相形核时单位体积的自由能减少,而新相表面的表面自由能增加,矛盾统一的结果是新相的晶核必须具有或超过一定临界尺寸(rc)才是稳定的,称为临界晶核.它们继续长大才能导致体系的自由能下降.

　　临界尺寸的晶核是由原子热运动引起新相组态的起伏所产生,如N表示单位体积母相中的新相形核地点的总数,nc为具有临界尺寸的晶核数,ΔGc为形成临界晶核单位体积的自由能,k是玻耳兹曼(Boltzmann)常数,T是转变温度,则

　　nc＝Nexp(-ΔGc/kT)

　　临界尺寸的晶核出现后,有的长大,有的缩小,为了获得能够长大的晶核,邻近原子必须向临界晶核表面上跃迁,使其尺寸超过rc.如这种跃迁的激活能为Ea,则形核率R为

　　R＝Aexp【(-ΔGc+Ea)/kT】

　　温度、压力、成分、形变等对形核率都有重要影响.上述形核方式假定形核地点均匀分布于母相之中,称为“均匀形核”.如果母相存在晶体缺陷及界面（包括晶粒间界及孪晶界）、成分偏析、第二相及各种夹杂物,那末它们有可能提供有利的形核条件,使晶核在某些地点优先形成,称为“非均匀形核”.

　　新相晶体的长大通过临界晶核的增大进行,原子从母相通过界面转移到新相.这种转移可以通过扩散进行,也可用非扩散位移──改变近邻原子位置来完成,或兼而有之.晶核的长大可以由体扩散、界面扩散或沿位错扩散控制,这时长大率,为球状新相的平均尺寸:体扩散为主要原子输运方式时,垝∝t1/3；为表面或界面扩散所控制时,∝t1/2；为位错扩散控制时,则∝t1/5.如长大由相界面的运动控制时,长大速度VF与长大时间t成线性关系,VF∝t.但此种线性关系并不一定表征长大系界面运动控制,如枝晶长大或共析体的长大与时间也具有线性关系.

　　新相的形状决定于长大速率的方向性,它受晶面的界面张力、表面或界面杂质吸附、温度和浓度梯度等影响.如生铁中石墨沿基面方向长大,成为片状石墨；如沿垂直于基面方向长大,则成为扇形石墨的复合体,即球状石墨.

　　新相的