钢的热处理习题解答.doc

第二章 钢的加热转变2.奥氏体晶核优先在什么地方形成？为什么？答：奥氏体晶核优先在/Fe3C界面上形成 原因： 能量起伏条件易满足（相界面能的增加减少，也是应变能的增加减少） 结构起伏条件易满足 成分起伏条件易满足6.钢的等温及连续加热TTA图是怎样测定的，图中的各条曲线代表什么？答：等温TTA图将小试样迅速加热到Ac1以上的不同温度，并在各温度下保持不同时间后迅速淬冷，然后通过金相法测定奥氏体的转变量与时间的关系，将不同温度下奥氏体等温形成的进程综合表示在一个图中，即为钢的等温TTA图。四条曲线由左向右依次表示：奥氏体转化开始线，奥氏体转变完成线，碳化物完全溶解线，奥氏体中碳浓度梯度消失线。连续加热TTA图将小试样采用不同加热速度加热到不同温度后迅速淬冷，然后观察其显微组织，配合膨胀试验结果确定奥氏体形成的进程并综合表示在一个图中，即为钢的连续加热TTA图。Acc 加热时Fe3CA 终了温度Ac3 加热时 A 终了温度Ac1 加热时 PA 开始温度13.怎样表示温度、时间、加热速度对奥氏体晶粒大小的影响？答：奥氏体晶粒度级别随加热温度和保温时间变化的情况可以表示在等温TTA图中加热速度对奥氏体晶粒度的影响可以表示在连续加热时的TTA图中随加热温度和保温时间的增加 晶粒度越大加热速度越快 I 由于时间短，A晶粒来不及长大可获得细小的起始晶粒度补充2.阐述加热转变A的形成机理，并能画出A等温形成动力学图（共析钢）答：形成条件 G=Ga-Gp A/Fe3C界面的迁移速度，当P中F完全消失，Fe3C残留 Fe3CAA均匀化：刚形成A中，C浓度不均匀。C扩散，使A均匀化。A等温形成动力学图（共析钢）见课本 P22 图2-163.用Fe-Fe3C相图说明受C在A中扩散所控制的A晶核的长大。答：T1温度，A晶核在F/Fe3C界面形成，A晶核中C分布不均匀A中C发生扩散 左侧升为C1，右侧降为C2由相图知 T1温度下，A/F, A/Fe3C两相共存保持平衡，分别保持为恢复平衡，左侧F变成A消耗C原子，使界面浓度降为 ；右侧，A溶解提供C原子，使界面浓度升为 。 相界面的平衡破坏又建立又破坏又建立A长大Fe-Fe3C相图见课本 P18 图2-104.生产上细化奥氏体晶粒的方法答：1 ）利用AlN颗粒细化A晶粒2 ）利用过渡族金属的碳化物（TiC、NbC）细化晶粒3 ）快速加热，利用T和t对A晶粒长大的影响来细化晶粒。第三章 珠光体转变与钢的退火和正火4.为什么说珠光体转变是以扩散为基础并受扩散所控制？答：因为珠光体转变是由含0.77%C的奥氏体分解为碳含量很高（6.69%）的渗碳体和碳含量很低（0.0218%）的铁素体，转变中同时完成了原子扩散和点阵重构两个过程。5.什么是珠光体的纵向长大和横向长大？为什么说珠光体的纵向长大受碳原子在奥氏体中的扩散所控制？答：珠光体长大的基本方式是沿着片得长轴方向长大，称为纵向长大。同时还可以进行横向形核，纵向长大，称为横向长大。因为当P晶核在A晶界形成，A、F、Fe3C三相共存，过冷A中存在碳浓度不均匀。C原子扩散破坏该浓度下的相界面碳浓度平衡，为了恢复平衡，与F相接的A形成F排出C使碳浓度升为C1，与Fe3C相接A形成Fe3C消耗C使碳浓度降为C2，如此反复，使P晶核纵向长入A晶内。16.试用Hultgren外推法说明伪共析体的形成条件。答：Hultgren外推法认为相图上各条相界（即相区交界线）的延长线仍具有物理意义。GS线的延长线SG是奥氏体对铁素体的饱和线，ES线的延长线SE仍可看作是奥氏体对渗碳体的饱和线。奥氏体只有当快冷到Ar1以下、SE线以左或Ar1以下、SG线以右范围内时，才能有先共析相析出。如果将奥氏体快冷到SE线和SG线以下的影线区时，则会因同时对铁素体和渗碳体所过饱和而直接进行珠光体转变。这种非共析成分的奥氏体不经过先共析转变而直接进行珠光体转变得到的珠光体，在显微组织上也是由片层状的铁素体和渗碳体组成，但两个相的相对含量以及片层相对厚度都不同于共析成分的珠光体，这种珠光体又称为伪共析体。17.说明先共析相的不同形态及其形成条件。答：1 ) 网状F、块状F 先共析F靠非共格界面迁移完成，当转变温度较高，奥氏体较易变形，e不是主要阻力，s是主要阻力，如果原A含C量高，网状F；如果原A含碳量低，块状F2 ）状F 先共析F靠A共格界面迁移完成，当转变温度较低，A不易变形，e是主要阻力，F核通过共格界面迁移形成片状F3 ）网状Fe3C 碳含量靠近共析成分，奥氏体晶粒较粗大、冷却速度较慢补充1.共析钢片状珠光体的形成机理答：1 ）形核 A晶界 A晶内 2 ）长大 以Fe3C为领先相 当P晶核在A晶界形成，A、F、Fe3C三相共存，过冷中存在碳浓度不均匀 C1不等于C2 C原子扩散破坏该浓度下的相界面浓度平衡，为恢复平衡，与F相接的A形成F派出C使碳浓度升为C1，与Fe3C相接的A生成Fe3C，消耗C使碳浓度降为C2，如此反复，P晶核纵向长入A晶内。2.共析钢粒状珠光体的形成机理答：1.直接球化机制 不均匀的A或未溶的渗碳体2.间接球化机制 A片状P粒状P 从能量上讲 片状P自发的转化为粒状P3.珠光体的TTT图为什么会出现“鼻子”答：因为该曲线表明，在转变开始前需要一段孕育期，随转变温度从高到低变化时，孕育期先缩短，转变加速；随后，孕育期又增长，转变过程也减慢。故曲线的形状呈字母“C”形，在C曲线的拐弯处，通称为“鼻子”。第四章 马氏体转变1.试说明钢中马氏体的晶体结构，马氏体的正方度取决于什么？为何会出现反常正方度？答：马氏体的晶体结构和正方度取决于其碳含量马氏体是碳在Fe中的过饱和间隙固溶体具有体心立方或体心正方点阵。马氏体碳含量越高，其点阵中被充填的碳原子数量越多，则正方度便越大。C原子在三个亚点阵上分布的几率相等（C原子无序分布，马氏体点阵应为体心立方结构）。但马氏体为体心正方结构，碳原子在三个亚点阵上分布几率必然不相等。C原子优先占据第三亚点阵而呈有序分布。80%第三亚点阵（C原子为无序分布）+20%第一、第二亚点阵，C原子在马氏体中是部分有序的。异常低正方度是马氏体在第一或第二亚点阵的碳原子增加的结果 2.马氏体转变有哪些主要特点？答：1 ）马氏体转变产生表现浮凸，是不变平面应变，且切变共格。2 ）马氏体转变时母相与马氏体之间存在位相关系。3 ）马氏体转变的非恒温性与不完全性。4 ）马氏体转变具有无扩散性。5 ）马氏体转变的可逆性3马氏体转变的切变模型主要有哪些？试说明它们的基本原理。按K-S关系和西山关系，马氏体与母相奥氏体间在取向关系上有何差别？是作图说明。答：1 ）Bain模型奥氏体点阵只要通过适当变形（沿Z轴压缩，沿X,Y轴膨胀），调整一下轴比，使之达到与其碳含量相应的轴比值时，即可由奥氏体转变为马氏体。2 ）K-S模型转变不靠原子的扩散，而是靠同孪生变形相似的、由母相中的许多原子对其相邻晶面作协同的、有规律的、小于一个原子间距（近程）的迁移，即切变过程来实现。两次切变 沿（111）A -211切变15度15分 沿（1-21）A 1-10切变10度32分3 ）G-T模型两次切变:第一次切变沿259r进行的均匀切变造成表面浮凸，得到一种过渡点阵（复杂点阵） 第二次切变在（112） 11-1 方向发生不均匀切变（微观切变）最终得到马氏体点阵4 ）K-N-V模型面心立方全位错可分解为滑移型的不全位错，其间形成的堆垛层错区域可作为六方点阵相的平面核胚。层错存在部位的堆垛次序与密排六方的堆垛次序相同可作为相的核胚，与相邻面扩展和点阵调整可使六方点阵马氏体形核。西山关系与K-S关系相比，两者的晶面平行关系相同，但晶向平行关系却相差5度16分 图见课本P80 图4-74.简述钢中板条马氏体和片状马氏体的形貌特征、晶体学特点、亚结构以及其机械性能的差异。答：板条状马氏体：由束、块、板条等组织单元构成，亚结构为高密度的位错，晶体学取向关系符合K-S关系，惯习面为（111）r 有较高的强度、硬度，韧性好片状马氏体：相邻马氏体片一般互不平行，而是呈一定的交角排列，空间形态呈双凸透镜片状，亚结构为孪晶，晶体学取向关系符合K-S或西山关系，惯习面为225r或259r 有高强度、高硬度，但韧性差%C0.3% 板条状0.31.0%C 板条状+片状马氏体混合组成 1.0%C 片状马氏体5.影响Ms点的主要因素有哪些？答: 1 ）化学成分 2 ）应力和塑性形变 3 ）奥氏体化条件 4 ）先马氏体的组织转变 5 ）磁场6.Md点物理意义是什么？应力诱发马氏体转变在什么条件下发生？在Md点以上对奥氏体进行塑性变形对随后冷却时的马氏体转变有何影响？答：产生应变诱发马氏体的最高限温度称为Md点在Ms点以上一定温度范围内进行塑性形变会促使奥氏体在形变温度下发生马氏体转变，即应力诱发马氏体转变。在Md点以上对奥氏体进行塑性形变，少量的塑性形变能促进随后冷却时的马氏体转变，而超过一定限度的塑性形变则起着相反的作用，甚至使奥氏体完全稳定化。9.影响钢中马氏体强韧性的主要因素有哪些？答：钢中马氏体的强度主要取决于M的含碳量。随碳含量的增加强度、硬度增加，当碳含量大于0.6%时，强度、硬度接近最大值。韧性主要取决于M的亚结构。板条M韧性优于片状M。10.何谓热弹性马氏体、伪弹性和形状记忆效应？答：马氏体片可随温度降低而长大，随温度升高而缩小。具有这种特性的马氏体称为热弹性马氏体。外加应力的改变引起M片的消长，外力增加，马氏体片长大；外力减小，马氏体片缩小。伴随材料宏观形状而改变称由应力诱发的M定向转变而引起的弹性现象叫伪弹性。将某些金属材料在马氏体状态下进行塑性变形后加热至某一特定温度以上能自动回复原来形状的效应，称为形状记忆效应。补充1.简述形变诱发马氏体的原因。答：马氏体的比容大，转变时要产生体积膨胀，因而拉应力状态必然会促进马氏体形成，从而表现为使Ms点升高，而多向压应力则会阻止马氏体形成。2.为什么板条M韧性优于片状马氏体答：M的韧性主要取决于M的亚结构 片状M韧性差： 亚结构是孪晶 滑移系统少，变形以孪生方式进行，位错不易运动，易造成应力集中形成显微裂纹。 片状M含C量高，点阵中C原子多，造成点阵不对称，畸变程度大，对韧性破坏大。 片状M内部有显微裂纹 板条M韧性好： 位错亚结构 变形以滑移方式进行，不易诱发裂纹 含C量低，点阵不对称，畸变小，对韧性损害小 板条单元平行排列，不互相冲撞，无显微裂纹。3.钢中马氏体具有高强度、高硬度的本质原因。答：间隙固溶体强化 过饱和C引起强烈的固溶强化，C原子间隙固溶在Fe的扁八面体中心， 不仅使点阵发生膨胀还使点阵发生不对称畸变，在点阵内造成强烈的应力场，阻碍位错运动，使M强度、硬度显著提高。 M中亚结构引起的强化 %C 0.3 出现片状M 孪晶量增加，孪晶界阻碍位错运动产生附加强化。 %C0.8 硬度不再增加时效强化 过饱和固溶体本身存在一个分解趋势，M是Fe中的过饱和固溶体，C原子有自发从M中脱溶出来的趋势。相变强化 M相变造成晶体内产生大量的微观缺陷使M强化形变强化 由于M相变产生塑性变形产生加工硬化使M强化4.形状记忆合金具备的条件答：具有形状记忆效应的合金称为形状记忆合金，而形状记忆效应是马氏体转变的热弹性行为及伪弹性行为引起的，所以形状记忆合金应具备：热弹性马氏体亚结构为孪晶或层错母相序化第五章 贝氏体转变1.试简述贝氏体组织的分类、形貌特征及其形成条件答：无碳贝氏体 形貌特征 从A晶界生长的板条状F，BF中%C接近平衡含C量 形成条件 低、中碳钢及低合金钢，B形成温度最上部略小于P温度上贝氏体 形貌特征 （光镜）呈韧条状 （电镜）一束大致平行自A的晶界长入A晶内的F条，条间有碳化物 形成条件 低、中、高C钢，一般在350度以上粒状贝氏体 形貌特征 条状亚单元组成的板条状F，在其中有呈一定方向分布的富碳A 形成条件 低碳、低合金钢，稍高于典型上贝氏体形成温度反常贝氏体 形貌特征 在先共析Fe3C条间生长的束状贝氏体 形成条件 过共析钢，上贝氏体温度下贝氏体 形貌特征 A中%C低 呈板条状 A中%C高 呈透镜状 形成条件 贝氏体转变的低温度（350度）2.试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同答：一、转变温度 珠光体转变 A1550度 贝氏体转变 550度Ms 马氏体转变 MsMf 二、转变产物 珠光体转变 F、Fe3C层片状的机械混合物 马氏体转变 M单相组织 贝氏体转变 F与Fe3C非层片状混合物 三、转变动力学 珠光体转变 需孕育期 可以等温形成 、 贝氏体转变 需孕育期 可以等温形成 、 马氏体转变 不需孕育期 不可等温形成 、 四、都具有转变不完全性 五、扩散性 珠光体转变 扩散型相变 Fe、C扩散 贝氏体转变 半扩散型相变 C扩散 马氏体转变 无扩散型相变六、晶体学特征 表面浮凸 M N型浮凸 B V型浮凸 5.试简述几种主要的贝氏体的转变机理答：B转变的切变机制：受C的扩散所控制的切变过程，C成分的A被过冷至高于Ms点的某一温度下 降低系统的自由能，A中C发生再分解形成贫C区A和富C区A 贫C区A%C 其Ms，进入Ms线以左发生AM 即BF BF过饱和的（C1C平均）要排碳（或排入A或相内部以crd析出），排碳过程决定了B转变过程（B形态、温度）无碳贝氏体 形成温度高 初形成的F过饱和度小上贝氏体 形成温度较低，C在A中扩散困难下贝氏体 形成温度更低，初形成的BF中%C高，由板条状透镜状 C原子难以在A扩散，也难以在F中长距离扩散B转变的台阶机制 台阶+相间析出机制 相间析出是指先共析F/A界面的析出，相间析出条件：一定的T 台阶：A/F界面上有许多台阶，是窄面侧向推移的结果 BF长大，多余的碳原子向A纵深方向排出，排碳充分得到无crd贝氏体，排碳不充分得到下贝氏体，排碳介于两者之间得到上贝氏体补充1. 为什么下贝氏体的强韧性优于上贝氏体答：强度 主要为细晶强化和沉淀强化，次要为位错强化和固溶强化 B形成温下降，晶核尺寸下降，第二相粒子密度上升，位错P上升，BF的含C量上升，故强度提高 上贝氏体 F与crd非层片状混合物 上贝氏体的crd分布BF条间，crd颗粒粗大，强化弱 下贝氏体 crd颗粒与BF宽度相差很大，即crd量多细小，强化强韧性 B韧性由BF条（片）的大小和碳化物形态、分布决定 1 ）BF条（片） 上贝氏体或条状的BF 111A BF条间位向差小，小角度晶界 下贝氏体 110A 片间位相差，空间位向数目多于上贝氏体，BF片间大角度晶界 当裂纹扩展，小角度晶界对裂纹扩展阻力小，大角度晶界对裂纹扩展阻力大，故下贝氏体韧性好 2 ）crd 上贝氏体的crd分布在条界，crd颗粒粗大，在密度小而尺寸大的情况下，位错运动在界面上产生塞积，塞积位错越多易产生裂纹，即裂纹容易在大颗粒crd界面上形核、扩展下贝氏体，crd小且密度高，塞积在每个crd上的位错少，裂纹不易形核，并且即使形核了，在扩展过程中易受阻碍，故不利于裂纹形核、扩展，故下贝氏体韧性优于上贝氏体第8章 回火转变与钢的回火补充1. 为什么钢淬火后要及时回火？答：将淬火钢加热到A1以下保温后冷却的一种工艺称为回火。回火是调整钢制零件的性能以满足使用要求的有效手段及时回火可以 消除淬火应力 稳定组织和尺寸 调整组织获得所需组织及性能所以钢淬火后要及时回火2. 简述碳钢淬火后随回火温度升高发生的转变低温回火发生什么转变得到什么组织，具有什么性能特点，生产上有什么应用？转变：a、马氏体中碳原子的偏聚（室温100度） 片状马氏体，C原子的孪晶面（112）或（100）晶面偏聚形成高C区 板条马氏体，C原子的位错，条界偏聚形成高C区 b、马氏体的分解（100300度） 片状马氏体分解（高碳钢） 随回火温度升高，M中含碳量降低，表明C扩散出来形成crd 回火T 120度 出现一个马氏体正方度（单相分解）板条马氏体分解（低碳钢）回火T 200度 直接单相分解或析出稳定碳化物组织： M + crd性能变化：片状M：（过饱和） +FexC C从M中扩撒出来，点阵畸变减小，残余应力降低，塑性、韧性增强 板条M 在200度以下回火，钢的硬度、塑性、韧性基本不变应用：片状M 应用于工、模、量具等 板条M 应用于尺寸较小的结构件中温回火发生什么转变得到什么组织，具有什么性能特点，生产上有什么应用转变：碳化物转变（250400度）1. 高碳片状M A +FexC （低温回火） 回火T 250度 FexCFe5C2 回火T 提高 （300350度） Fe5C2Fe3C2. 低碳板条M由C偏聚直接析出Fe3C性能变化：硬度 弹性极限 韧性 见课本P209-210页笔记应用：淬火+中温回火 制造弹簧典型处理工艺 利用淬火+中温回火代替某些重要调质高温回火发生什么转变得到什么组织，具有什么性能特点，生产上有什么应用转变：碳化物集聚长大与相状态变化 （450700度）1. 相状态变化M由于切变有孪晶、位错等大量缺陷，回火时随T增加，位错、孪晶缺陷逐渐消失，产生回复。T 600度 相再结晶，板条、片状形态消除 成为等轴晶 2. 碳化物集聚长大 小颗粒碳化物消失 大颗粒碳化物球化 T回S回（ + Fe3C）性能变化：M三种强化趋于消失，渗碳体球化并弥散分布在基体中起强化；与片状Fe3C相比对基体割裂作用小，相再结晶应力基本消除，使得塑性、韧性好，良好的综合机械性能。应用：结构件如：传动轴、机床主轴、小齿轮等 一般中碳钢调质处理3.合金元素对淬火钢回火转变的影响答：一、合金元素对M、A分解及相状态影响 在150度以下 Me对回火过程影响不大 在150度以上 Me显著推迟M的中后期分解，显著推迟A分解，推迟crd集聚长大，推迟相回复再结晶 二、Me对碳化物类型变化的影响 Crd形成元素在 低温回火 crd中有Me Me%是A中该元素的平均含量 较高温回火 （Fe,Me）3C 合金渗碳体 500度回火 各种合金碳化物 随回火T升高，合金碳化物粗化，硬度下降。当高温回火时会发生二次硬化4.第、类回火脆性的特点及预防。答：第类回火脆性（250350度） 特点：发生在较低温区又称为低温回火脆 不可逆 图见课本P218 笔记 原始组织是淬火态又称为马氏体回火脆性 一般工程用钢都回火脆 与回火后的冷却速度无关 断口、沿晶也有穿晶预防第类回火脆措施 尽力避免在回火（）脆区用火 细化A晶粒总对韧性有好处 合金化时增加Si、Cr使类回火脆温区上移，更易避开它 精炼合金，减少有害元素S、P、As、Pb、Sb 加Mo、W、V、T减轻类回火脆性 用下贝氏体等温淬火工艺取代淬火+低温回火第类回火脆性（450650度）又称为高温回火脆性 特点：可逆 图见课本P219 笔记 与钢成分有关 与回火后的冷却速度有关（慢冷产生，快冷抑制或减轻） 原始态不限于淬火态 在脆性区长时间保温，无论快冷或慢冷都得到脆化，又称为等温回火脆 断口：沿晶断口（沿晶A晶界）防止第类回火脆性措施 细化A晶粒总对韧性有好处 精炼合金，减少有害元素S、P、As、Pb、Sb 加Mo、W、V、T减轻类回火脆性 用下贝氏体等温淬火工艺取代淬火+低温回火 高温回火后快速冷却名词解释篇第一章 金属固态相变概论金属热处理：将固态金属通过特定的加热和冷却方法，使之获得工程技术上所需性能的一种工艺过程的总称。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平衡组织的相变称为平衡转变。同素异构转变：纯金属在温度和压力变化时，由某一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程。多形性转变：在固溶体中发生的由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程。平衡脱溶沉淀：A-B二元合金当成分为K的合金被加热到t1温度时，相将全部溶入相中而成为单一的固溶体。若自t1温度缓慢冷却，当冷至固溶度曲线MN以下温度时，相又将逐渐析出，这一过程称为平衡脱溶沉淀。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。调幅分解：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，而成分却明显不同的微区的转变。有序化转变：固溶体中，各组元原子的相对位置从无序到有序（指长程有序）的转变过程称为有序化转变。不平衡转变：固态金属在快速加热或冷却时，由于平衡转变受到抑制，可能发生某些不平衡转变而得到在相图上不能反映的不平衡组织。伪共析转变：以钢为例，当奥氏体以较快冷速被过冷到GS和ES的延长线以下温度时，将从奥氏体中同时析出铁素体和渗碳体。这一转变过程和转变产物的组成相与钢中共析转变相同，但其组成相的相对量并非定值，而是依奥氏体的碳含量而变，故称为伪共析转变。马氏体转变：以钢为例，若进一步提高冷速，使奥氏体来不及进行伪共析转变而被过冷到更低温度，由于在低温下铁和碳原子都难于扩散，这是奥氏体便以一种特殊的机理，即无需借助于原子扩散的方式将点阵改组为点阵，这种相变称为马氏体转变。块状转变：对于纯铁或低碳钢，在一定的冷速下相或奥氏体可以转变为与之具有相同成分而形貌呈块状的相，称为块状转变。贝氏体转变：以钢为例，当奥氏体被过冷至珠光体转变和马氏体转变之间的温度范围时，由于铁原子已难于扩散，而碳原子尚具有一定的扩散能力，故出现一种不同于马氏体转变的独特的不平衡转变，称为贝氏体转变。贝氏体：贝氏体转变产物，其组成相是相和碳化物，但相的碳含量和形态，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。马氏体：马氏体转变产物，其成分与母相奥氏体的相同。不平衡脱溶沉淀：若合金K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过饱和固溶体。如在室温或低于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的发生分解，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溶沉淀。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。半共格界面：界面上两相原子变为部分地保持匹配，故称为半共格界面。非共格界面：当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度很大时，其原子间的匹配关系便不再维持。这种界面称为非共格界面。惯习面：在很多情况下，固态相变时新相与母相间往往存在一定的取向关系，而且新相往往又是在母相一定的晶面族上形成，这种晶面称为惯习面，它通常以母相的晶面指数来表示。共格应变能：固态相变时新相与母相界面上的原子由于要强制性地实行匹配，以建立共格或半共格联系，在界面附近区域内将产生应变能，也称为共格应变能。比容应变能差Es：由于新相和母相的比容往往不同，故新相形成时体积变化将受到周围母相的约束而产生弹性应变能，称为比容应变能差Es。比容：单位质量的体积。过渡相：也称中间亚稳相，是指成分或结构，或者成分和结构二者都处于新相与母相之间的一种亚稳状态的相。核胚：形核过程往往是先在母相基体的某些微小区域内形成新相所必需的成分与结构，称为核胚。新相晶核：核胚的尺寸超过某一临界尺寸，便能稳定存在并自发长大，即成为新相晶核。均匀形核：若晶核在母相基体中无择优地任意均匀分布，称为均匀形核。非均匀形核：若晶核在母相基体中某些区域择优地不均匀分布，则称为非均匀形核。协同型长大（位移式长大）：如马氏体转变