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合金在长期使用或高温时效过程中，组织的变化时难以避免的。由于混溶间隙区的存在，在520℃以下时效，Fe-Cr合金系统会发生失稳分解产生α相，α相是一种富铬的脆性相，它的析出会导致不锈钢塑、韧性降低，耐蚀性恶化（由于α相出现脆性的温度为475℃，故称475℃脆性）。研究发现，α相沉淀对高Cr量的超级铁素体不锈钢将更为有害。由于Cr的加入能提高机械性能，抗腐蚀性能和抗辐照性能，因此研究Fe-Cr合金中的α-α的相分解过程，对选择正确的钢材和成分设计非常重要。
1.1.2 Fe-Cr合金相分解的研究现状
1.1.3 存在的问题
综合以上研究，我们可以知道Fe-Cr合金的相分解受合金成分，弹性应力，磁场，热辐照，热力学，动力学等影响。目前的研究主要针对某一影响下的相分解和粗化过程，因此有必要研究多种作用影响下的相分解和微观组织演化规律，并进行对比。
1.2 相变动力学理论
相变是指温度、压力或成分连续变化达到某一特定值时，相所发生的突变。相变有各种各样的表现形式，它可以是结构突变，例如液-固相变，同素异构转变等；也可以是成分突变，例如过饱和的固溶体脱溶分解，调幅分解等；还可以是某种物理性质的突变，如铁磁体-顺磁体的转变。根据是否形核分为形核类型和非形核类型，还可以分为热激活型和无扩散型。
相变过程的涨落分为两类[10,11]：第一类是小范围大起伏的涨落，形核长大就属于这一类，属于非匀相转变；第二类是大范围小起伏的涨落，例如调幅分解，属于匀相转变。非匀相转变动力学的各个阶段理论都已有了完整认识，而匀相转变的发展在历史上比较晚也比较慢，还有待于进一步发展。
1.2.1 经典理论
经典的动力学理论就是非匀相转变动力学，该理论认为相变过程的涨落为第一类。小范围区域溶质涨落即为晶胚，在一定的温度下，各个尺寸的晶胚随机分布状态不变。形成晶胚时，自由能发生变化，晶胚越大，自由能越大。当处于有利的热力学条件时，某些区域晶胚的半径大于临界半径，溶质涨落克服形核势垒形成新相的晶核，形核标志着相变的开始[12]。
经典形核理论中，假定体系中析出相和母相的界面是明锐的，这一近似减少了描述集团的独立变量数目。基于以上假设，当均匀固溶体急速冷入混溶隙内的亚稳区，并且区间温度足够使溶质扩散，一段时间后基体中将形成i个原子的微集团。并且系统的自由能只由i或者颗粒半径中的一个变量决定，即用Ωβ表示颗粒内原子体积，则有4πR3/3=iΩβ。
考虑晶格畸变引起的弹性能，结合以上假设，体系总自由能变化为[13]：
其中， 表示体系单位体积自由能，它可以使自由能下降，因此是驱动项， 表示体系的比界面能，使自由能上升，因此是阻力项。溶质涨落首先需克服形核能垒而成为临界晶核。
为临界晶核尺寸。过饱和度越小或温度越高，体系化学自由能就越低。但是，温度对比界面能和弹性能的影响较小， 和 随过饱和度减小而增加。
经典长大理论的模型描述了颗粒尺寸均匀，并且与基体不存在相对运动，又无相互作用的孤立沉淀相颗粒通过扩散长大。然而形核后颗粒尺寸呈f(R)函数分布，尺寸不均匀。因此经典长大理论无法对形核阶段之后沉淀相的长大和粗化作出切合实际的描述。
根据著名的吉布斯.汤姆逊方程，我们知道当颗粒尺寸大于临界半径，长大速度为正，即沉淀物表现为生长；当颗粒尺寸小于临界半径，长大速度为负，即沉淀物表现为收缩；颗粒尺寸等于临界半径，长大速度为零，则保持稳定。为了进一步的生长，需要降低界面能，而小颗粒的溶解度比大颗粒的大，因此，较小颗粒将溶解，较大颗粒则继续长大，沉淀相尺寸分布也发生变化，这一过程一般称为粗化或Ostwald熟化。