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固态相变
1固态相变的特点与分类
1.固态相变的特点
(1)相变阻力大(界面能增加,额外弹性应变能:比体积差;扩散困难),导致固态相变难
(2) 新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系
新相的某一晶面和晶向分别与母相的某一晶面、晶向平行.
界面类型:共格、半共格、非共格

（3）惯习现象
新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成。
原因：沿应变能最小的方向和界面能最低的界面发展。
（4）母相晶体缺陷促进相变
晶格畸变、自由能高，促进形核及相变。
(5)易出现过渡相
固态相变阻力大，直接转变困难 协调性中间产物（过渡相）
2.固态相变的分类
（1）按相变过程中原子迁移情况
1）扩散型：依靠原子的长距离扩散；相界面非共格。（如珠光体、奥氏体转变，Fe,C都可扩散。）
2）非扩散型：旧相原子有规则地、协调一致地通过 切变转移到新相中；相界面共格、原子间的相邻关系不变；化学成分不变（如马氏体转变，Fe,C都不扩散。）
3）半扩散型：既有切变，又有扩散。（如贝氏体转变，Fe切变，C扩散。）
（2）按相变的方式分类
1）有核相变：有形核阶段，新相核心可均匀形成，也可择优形成。大多数固态相变属于此类。
2）无核相变：无形核阶段，以成分起伏作为开端，新旧相间无明显界面，如调幅分解。 （3）按热力学函数变化分类
1）一级相变：相变时两相的化学位相等，而化学位对温度及压力的一阶偏微分（－S,V）不等的相变。伴随潜热的释放和体积的改变。如蒸发、升华、熔化以及大多数固态晶型转变属于此类。
2）二级相变：相变时两相的化学位相等，化学位的一阶偏微分也相等，但二阶偏微分不相等的相变。没有相变潜热和体积改变，有比容、压缩系数、膨胀系数变化，如磁性转变、有序－无序转变、超导转变等属于此类。
2成分保持不变的相变
8.2.1多型性转变（同素异构转变）
定义：大约有20多种金属以及许多中间相都具有从单一相结构到另一种单相结构的多形性转变。转变前后无变化，是所有相当中最简单的一种。
特点：1）多形性转变是通过形核、长大方式进行的，新相优先在过冷或过热母相的晶界等缺陷出形核。
2） 转变的驱动力来自新相也母相间的自由焓差。
3） 转变速度加快，甚至瞬间发生点阵重构，明显快于固态相变。
4）进一步冷却时，有可能发生块状相变，无法用急冷或急热的方法恢复原来结构。
8.2.2块状转变
定义：某些固溶体及纯金属可在快速冷却过程中以很快的速率转变成与母体相同而结构相异的块状新相，这一转变称为块状转变。
注意：1）块状转变只能受界面过程所控制，即想界面原子在自由焓差的驱动下，只能移动很小的距离，一次就近进入生长中的新相迅速完成点阵重构。
2）块状改变无需局部成分改变，但杂质拖拽效应及母相的偏聚区域可是运动中的界面改变方向。
3）由于相变时的体积变化使界面前方的母相产生滑移，这种形变有时会阻碍相界面的移动，可是界面局部平直。
4）冷却过程中块状改变的产物可能是平衡相，但通常是过饱和相。
8.2.3有序-无序转变
定义：某些合金在高温状态溶质、溶剂原子在点阵中无规分布，而在低温时出现有序分布，溶质、溶剂原子各自分布在特定的点阵位置上。由无序状态到有序状态是一个原子交换的过程，被称为有序改变。
有序化的推动力是固溶体中原子混合能参量
1. 有序度参量
（1）长程有序
如果合金的成分是m：n时：W=(Pa-XA)/(1-XA)=(Pb-XB)/(1-XB)
式中： xA=m/(m+n),xB=n/(m+n),pa为A原子在a点阵中出现的几率，pb为B原子在b点阵中出现的几率。
(2)短程有序
对于AmBn型合金，则有：
式中：qM为完全无序时的q，qU为最大有序时的q。
注意：长程与短程是相对的
一般把有序区域尺寸约达到10000个原子，并可在X射线衍射谱上获得超结构线条时的有序状态叫做长程有序态。
任何 Em<EAB-（EAA+EBB）/2 的都有可能是短程有序。
2. 有序度过程
有序化过程需要原子的迁移，与脱溶沉淀和共析转变不同，有序化不引起宏观的成分改变，仅仅是邻、近、亚点阵上原子的换位。
3. 有序强化
控制有序畴的尺寸可使合金获得最佳的强化效果
4. 其他有序-无序转变
实现有序度的变化可以采取畴变或原子位移的方式。
1）铁电相变：铁电体是在一定温度范围内能够自发极化，并且自发极化方向可随外电场做可逆转动的晶体。
2）铁磁相变：铁磁体中的电子的自旋和磁矩作有规律的排列，即使外加磁场为零，铁磁体也具有磁矩（自发磁矩）。
3）超导相变：正常态时处于热激发的电子在超导态时全部或部分有序，从而表现出超导特性。
3过饱和固溶体的分解
8.3.1 脱溶沉淀
脱溶沉淀：由过饱和固溶体析出新相的过程。
条件：固溶体的溶解度随温度的降低发生变化。
方式：平衡析出 时效析出(固溶处理/时效处理)
时效：过饱和固溶体在室温或较高温度保留一段时间，有第二相从基体中析出的过程。

Al-Cu合金相图
α0→ α1+GP区→ α2+θ”→ α3+θ’→ α4+θ
名称
实 质
形 貌
界面结构
GP区
溶质原子（Cu）的偏聚区
Al〈100〉晶向弹性模量小，Cu偏聚在α相的{100}晶面，直径8nm，厚度0.3-0.6nm。
共格
无明显界面
θ”相
介稳相
立方点阵CuAl2，直径30-150nm，厚度2-10nm。
惯习面：{100}α
（001）θ”∥（001）α
[101]θ”∥[100]α
共格
θ’相
介稳相
立方点阵CuAl2，直径100nm圆盘状
惯习面与位相关系同上。
半共格
θ相
平衡相
立方点阵CuAl2
非共格

1. 沉淀方式
（1）连续沉淀
沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。
特点：（1）生成相与母相结构、点阵常数相近；
（2）共格或半共格界面；
（3）针状或条状。
连续沉淀：均匀沉淀和局部沉淀（晶界、位错、孪晶位错）
（2）不连续沉淀
从过饱和固溶体析出沉淀相和饱和固溶体。
特点：（1）晶界形核；
（2）一侧共格或半共格界面，另一侧非共格；
（3）胞状。

8.3.2形核与长大
一、均匀形核（能量条件）
1 形核时的能量变化
相变驱动力
（1）化学自由能（体积自由能，△Gv） △Gv～T曲线随成分变化

（2）界面能（s，Ss）
相变阻力取决于界面结构，与过冷度有关
△T越大，晶核越小，S s大 共格/半共格
△T越小，晶核越大，Ss小 非共格
（3）应变能(e,Ve)
共格应变能：共格大，半共格小，非共格0
体积应变能：球状最大 片状最小 针状居中
2. 形核的能量条件
△G＝－V△Gv+Ss+ Ve<0
rK=2 s/(△Gv-e)
△GK=16ps/3(△Gv-e)2
二、非均匀形核 （能量变化）
固态相变均匀形核的可能性很小，非均匀形核（依靠晶体缺陷）是主要的形核方式。
1. 不同晶体缺陷对形核的作用
（1）晶界形核：能量高，降低△GK结构混乱，降低e易扩散、偏析，利于扩散相 变
变；新相/母相形成共格、半共格界面 降低界面能

（2）位错形核
新相生成处位错消失，能力释放，提高驱动力；位错不消失，可作为半共格界面的形成部分易于发生偏聚，有利于成分起伏易于扩散，有利于发生扩散型相变动力
（3）空位形核
新相生成处空位消失，提供能量空位群可凝结成位错（在过饱和固溶体的脱溶析出过程中空位作用更明显。）；促进扩散
2. 非均匀形核的能力变化
△ G＝－V△Gv+Ss+ Ve－△GD
△GD－晶体缺陷导致系统降低的
三、晶核的长大
1 长大机制
（1）半共格界面 台阶式长大 切变长大
（2）非共格界面 原子迁移至新相台阶端部 原子直接迁移
2 新相长大速
（1） 界面控制长大 新相生成时无成分变化（有结构、有序度变化）
u=dnexp(-Q/kT)[1-exp(-△Gv/kT)]
 （2）扩散控制长大 新相生成时有成分变化 u=dx/dt=(¶ Cb/¶x)D/(Cb-Ca)
3. 相变动力学
ff=1-exp(-btn)

8.3.3沉淀相粗化
吉布斯-汤姆逊(Gibbs-Thompson)方程：

假定： r2<r1
则： Cr2>Cr1
所以：在浓度梯度的驱使下，溶质原子由沉淀相2向沉淀相1扩散。
扩散的结果破坏了界面浓度平衡。
为了保持平衡，沉淀相2溶解放出溶质原子，沉淀相1长大吸收溶质原子。
结果：小颗粒消失，大颗粒粗化。
8.3.4沉淀强化机制 调幅分解
1. Mott, N.F.-Nabarro, F.R.N.理论
沉淀颗粒引起的晶格畸变，增大位错滑移阻力。
μ：沉淀相切变模量
r：沉淀相半径
f：沉淀相的体积分数
ε：错配度函数
b：柏氏矢量的模
3. Kelly, A.-Nicholson, R.B.理论——切过理论
颗粒强度较低时，位错切过沉淀相，增加界面面积，产生反向畴界能。

4. Orowan, E.理论—— 绕过理论
颗粒强度较高时，位错运动受阻，发生弯曲，直到相遇，分成一个位错环和一个与原位错相同的位错，即绕过沉淀相，增加位错数量，并对后续位错运动产生阻碍作用，引起强化。

5. 调幅分解是单相固溶体分解为两相混合物的一种特殊方式，其特殊之点是在这一分解过程中不需要信相的形核。
无限溶解固溶体：如果溶解时为吸热过程，温度较低时，自由能曲线中部有上凸，这时单一的固溶体的自由能不是最低，可以分解为结构相同而成分不同两个相混合物。
分解过程自发加大成分偏离的幅度，所以称为调幅分解。这种分解的过程和所得组织如图所示，调幅分解的组织呈布纹状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。
调幅分解的不必要条件
（1）梯度能：调幅分解时，固溶体中产生尺寸很小的溶质原子贫化区和富化区，随着分解的进行，在贫化区和富化区之间的浓度梯度越来越大，从而影响原子间的化学键，使原子的化学位升高，这部分能量称为梯度能。
（2）弹性应变能：调幅分解时，固溶体的点阵常数随化学成分变化而变化，如果贫化区和富化区保持共格，必然使点阵畸变而引起共格应变能。
梯度能和弹性应变能都是调幅分解的阻力，驱动力必须大于阻力，才能发生调幅分解。8.4共析转变
1.共析转变是奥氏体冷却到A1（Ar1）以下发生的相变
g（0.77%C) ® a(0.022%C) + Fe3C(6.69%C)
P为a 和Fe3C成交替分布的片层状组织
P转变包含两个过程：C的扩散和晶体点阵重构
索氏体：650－600°C下形成，片间距 400－200nm
屈氏体：600－500°C下形成，片间距 <200nm
珠光体的形成
形核 ：几乎都是晶界形核，非均匀形核
晶界处常富碳，Fe3C优先形核，消耗C，贫C区又促进a形核，由此构成P核心。
在一个珠光体团中， a 和Fe3C之间存在一定晶体学取向关系。
2.共析转变动力学
（1） 形核率I和长大速率u

（2）共析转变动力学图
共析转变特点：（1）孕育期
（2）转变最快温度和时间
三、先共析转变和伪共析转变
先共析转变：亚共析钢或过共析钢分别降温到Ar3和Arcm以下温度时发生先共析相的析出。
伪共析转变：亚共析钢或过共析钢从奥氏体状态快速冷却到Ar1温度以下，先共析相来不及析出，奥氏体直接转变伪铁素体和渗碳体。
8.5马氏体转变
8.5.1基本特征
1.马氏体转变的非恒温性
奥氏体以大于某一临界速度V的临界速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生. 并且以极大速度进行，但很快停止. 这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表.
马氏体转变在不断降温的条件下才能进行. 马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关
2.无扩散性
实验测定出母相与新相成分一致.在钢中，曾测出奥氏体的含碳量＝马氏体含碳量，转变前后碳含量没有变化。而且，马氏体形成速度极快, 一片马氏体在 5×10-5~5×10-7秒内生成. 即使在-20~-196℃以下也是同样快速，而C原子在-60℃以上才能进行有效扩散，此温度远高于相变温度的下限-196℃，故转变时不会有扩散发生.
3. 马氏体转变的切变共格和表面浮突
预先磨光表面的试样, 在马氏体相变后表面产生突起，这种现象称之为表面浮突现象。
宏观现象表明，M相变为切变
在上述相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以相界面称为不变平面; 当相界面为不变平面时，界面上原子既属于新相，又属于母相，这种界面称为共格界面. 不变平面也可以不是相界面，为中脊面.
4.位向关系及惯习面
惯习面：与新相主平面或主轴平行的旧相晶面
位向关系：新相、旧相某些低指数晶面、晶向的对应平行关系。
（1） 相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化，做小于一个原子间距位置的位移，因此A与M保持一定的严格的晶体学位向关系.
（2）不变平面又称为惯习面，马氏体即在此平面上形成，如中脊面.
5. 马氏体转变的可逆性
由M→A的转变称为马氏体的逆转变，逆转变开始的温度称为As,结束的温度称为Af.
8.5.2晶体学
一、马氏体的晶体结构
奥氏体具有面心立方点阵，溶入的碳原子位于铁原子所组成的正八面体中心，即:

M转变时,面心立方的A通过切变转变为体心立方的α-Fe，C原子溶入后，c/a不再等于1，称为正方度。(c，a为点阵参数)
二. 马氏体的异常正方度
有些钢的马氏体的正方度远偏离式(3-1)的数值，测试表明，是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的.C原子在α-Fe中有三组可能的位置，依其短轴所在方向而定。当其短轴平行于a轴方向时，称为X位置，如图a所示;当其短轴平行于c轴或b轴方向时，则分别称为Z位置和Y位置，如图b、图c所示.

当大于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要高于式(3-1)给出的数值，称为异常高; 当小于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要低于式(3-1)给出的数值，称为
异常低; 且有当80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y二个位置时，才会出现正常的正方度。当碳含量小于0.2%时，C原子偏聚于马氏体的位错线或是均匀地分布在X、Y和Z三个位置上，即处于完全无序状态. C原子的存在虽然引起点阵常数的增加，但不会改变正方度。
三. 惯习面与位向关系
(1) 惯习面即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近A的某一晶面，并随A中含碳量及马氏体形成温度而变化.
● 当C含量 < 0.6%时，惯习面为{111}A;
● 当C含量处于0.6%~1.4%时，惯习面为{225}A;
● 当C含量处于1.4%~2.0%时，惯习面为{259}A 。
惯习面也可因马氏体形成温度而变化. 对于C量较高的钢，先形成的M的惯习面为{225}A ，后形成的M的惯习面为{259}A 。
2) 位向关系
(a) K-S关系 1930年，库尔鸠莫夫与Sachs在1.4%C的碳钢中发现，M与
A有下述关系: {110}M //{111}A ； <111> M //<110> A 。
(b) 西山关系 1934年，西山在铁镍合金中发现，在室温以上形成的M与A之间存在K-S关系，而在-70℃以下形成的M与A呈下列关系: {110}M //{111}A ； <110> M //<112> A 。
(c) G-T关系 1949年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，M与A的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系。
8.5.3热力学
一. 马氏体转变的热力学条件
马氏体和奥氏体的自由能均随温度上升而下降，到 T0 温度时二者相等(如图). 与加热转变不同，当 A 被过冷到略低于 T0 时，M转变并不发生, 必须过冷到T0以下某一温度MS时，才会发生M转变，到Mf点(见图)结束转变.

T0、MS的物理意义是:
T0 —A自由能与M自由能相等的温度；
MS —M开始转变温度，即达到可提供马氏体相变所需的最小驱动力的温度；
Mf —M连续转变的最低温度点.
T0、MS 和Mf 与碳含量的关系见图。
在T0和MS 之间，随着温度下降马氏体相变驱动力增大，到MS 点，相变化学驱动力＝ ΔGγ→α‘，可以发生M相变。而形变所提供的能量为机械驱动力，ab线代表化学驱动力上叠加的机械驱动力。在T1温度，化学驱动力mn此时提供pm线段的机械驱动力。即，pm＋mn＝ ΔGγ→α‘。在P点以左，二者之和大于ΔGγ→α‘塑性变形可以诱发马氏体相变，Md称为形变诱发马氏体温度(T1)。

二. M转变的驱动力
当A具有一般大小的晶粒度，完全A化后，马氏体相变的驱动力为:ΔG =-ΔGV +Vφs +ΣГ
其中，ΔGV为M相变时化学驱动力，即二相自由能差ΔGA→M; Vφs表征进行不变平面切变时, 改变晶体结构及形状的能量及马氏体邻近基体进行形变的切变能量. 其中，V 表示M(或A)克原子体积;φ为切变角; s为强度; ΣГ 为M相变时造成的位错应变能、孪晶界面能、层错能及磁场能之和. 当 ΔG ≤0 时，即化学驱动力 ΔGV 大于等于阻力(后二项之和)时，M相变可发生.
8.5.4马氏体转变动力学
一．M转变的几种方式
1. 变温瞬时形核、瞬时长大 (出现于碳钢及低合金钢中)
(1) 瞬时形核 自MS开始以极快的速度形核，继续降温，才能继续形核, 形核无孕育期；
(2) 瞬时长大 长大速度极快，在10-4~10-7sec内长成一个单晶，表明长大所需的激活能极小.
(3) 转变速度依赖于形核率，新核长大到一定尺寸就停止长大.
2. 等温形核、瞬时长大
(出现于Fe-26%Ni-19%Mn，Fe-26%Ni-3%Cr，高C高锰钢中)
(1) 等温形成M核: 形核有孕育期, 形核率随过冷度增加先增后减.
(2) 长大速度极快, 到一定尺寸后即停止，大小与上一类M相同.
(3) 转变速度随时间先增后减(见图).
(4) 等温M不能彻底转变, 只是部分转变.

变温转变中也有少量等温转变--通过等温形成新核; 原有的变温马氏体等温过程中也会长大.
3. 自触发形核、瞬时长大
出现于Fe-28%Ni，Fe-26%Ni-0.48%C中
（1）当MS<0℃时，在MS以下温度形成{259}A片状M，并由于M转变体积膨胀形成的高压激发附近的{259}A面上形成大量的M. 这种现象称为爆发式转变.
(2) 发生爆发式转变的温度称为MB.
(3) 爆发式转变特点：马氏体呈Z字形排列. P100图4-20
(4) 爆发式转变不能进行到底.为使转变继续进行，必须继续
降温.
二、奥氏体稳定化
奥氏体稳定化是指A在外界因素作用下，促使内部结构发生了某种变化而使A→M的转变呈现迟滞的现象.
8.5.5马氏体的特殊性能及应用
一. 马氏体的硬度(强度)
1. 马氏体的硬度

马氏体的硬度决定于马氏体的含碳量。
由图可见: 曲线1即为完全淬火高于Accm AC3后所得的硬度曲线
当C量低时，淬火后马氏体的硬度随碳量增加而升高；当C量高时，Mf已在0℃以下，淬火后得到M+A双相组织。故随C量增高，A量增加，由于A硬度低，硬度反而下降.
曲线2，对于亚,过共析钢采用的是高于AC1的不完全淬火
所得马氏体中碳含量即为该温度下A的饱和C浓度，温度不变时均相同，故随碳含量增高，硬度基本不变，必须采用完全淬火并进行冷处理，使奥氏体全部转化为马氏体。
曲线3所得即为马氏体硬度和碳含量关系。
由此可以得出结论: 马氏体硬度随碳含量增加而显著升高, 但当碳含量超过0.6%时，硬度增长趋势下降.
2. 马氏体高硬度(高强度)的本质
(1) 相变强化
马氏体相变造成大量位错、孪晶或层错，这些缺陷的增加，使马氏体强度提高147~186 MPa.
(2) 时效强化
室温下碳原子即可通过产生偏聚而引起时效强化. 碳含量越高，偏聚越多，强度提
(3) 固溶强化
当碳量小于0.4%时，碳原子溶入到由马氏体的铁原子组成的扁八面体中心，使短轴伸长，长轴缩短，发生不对称畸变，并形成强烈应力场，阻止位错运动,从而使强度上升。 当固溶的C接近0.4%时，强度提高约700 MPa. 当碳量大于0.4%时，相邻碳原子应力场相应抵消而会降低强化效应.高越多
(4) 其他强化因素
a) 亚结构
当碳含量小于0.3%时，由于位错强化，使强度与C含量呈直线关系;当碳含量大于0.3%时，出现孪晶，使硬度的增长偏离直线，说明孪晶有一附加强化机制. 碳含量相同时， 孪晶马氏体强度高于位错马氏体.
b) 奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒愈小，马氏体板条束越细， 强度越高. 并有下列关系式
:s0.2 = 608 + 69 dA-1/2 s0.2 = 449 + 60 dM-1/2
其中: dA为A晶粒直径(mm)；dM 为M板条束直径(mm);s 0.2单位为MPa.
综上所述：碳钢中的马氏体主要是以固溶强化达到高硬度(高强度)的.
二. 马氏体韧性
当碳含量小于0.4%时，马氏体具有高韧性；当碳含量大于0.4%时，马氏体韧性很低。当强度相同时，位错马氏体韧性远高于孪晶马氏体(前者有较多滑移系便于开动位错).
三. 马氏体的物理性能
钢中马氏体具有铁磁性和高的矫顽力, 其比容与奥氏体的比容相差很大.
四. 高碳马氏体的显微裂纹
马氏体片形成速度极快，互相撞击或与奥氏体晶界相撞时可形成很大的应力集中，加之高碳马氏体本身很脆，故在撞击时极易产生裂纹. 这些裂纹虽很小， 但可成为疲劳裂纹源而导致开裂.
马氏体相变诱发塑性的原因
马氏体形成能松弛塑性变形引起的局部应力集中，防止裂纹形成并抑制裂纹扩展，从而提高韧性、塑性；此外，在发生塑性变形的区域，有形变马氏体生成；随着形变马氏体数量的增多，相变强化指数提高，这比纯奥氏体经大量变形后接近断裂时的形变强化指数要大，从而使已经发生塑性变形的区域继续变形困难，从而抑制缩颈的形成。
6贝氏体转变
贝氏体转变温度介于珠光体转变和马氏体转变之间，又称为中温转变，转变速率远比马氏体转变低。
1. 上贝氏体(B上）
形成温度较高，多在奥氏体晶界成核，自晶界的一侧或两侧向晶内长大，呈羽毛状特征。典型B上的贝氏体铁素体的惯习面为{111}f，符合K-S关系。
多在奥氏体晶界成核，自晶界的一侧或两侧向晶内长大，呈羽毛状特征。
2. 下贝氏体（B下)
针状或片状贝氏体铁素体内分布呈一定角度排列的ε-碳化物，各下贝氏体之间都有一定的交角，立体形貌呈透镜片状。亚结构为位错，贝氏体铁素体与奥氏体的取向关系为K-S关系,惯习面有{110}f, {254}f，{569}f等。
3. 粒状贝氏体
一般是在稍高于上贝氏体的形成温度下形成，由条状贝氏体铁素体与岛状物组成，岛状物多为马氏体和奥氏体，称M-A岛。
4. 无碳化物贝氏体
在上贝氏体转变区的上部温度范围内形成, 为一组大致平行的贝氏体铁素体条，板条尺寸及间距较宽，条间夹有富碳奥氏体。
5. 准上贝氏体
由条状贝氏体铁素体和条间的残余奥氏体薄膜组成。
6. 准下贝氏体
在其贝氏体铁素体内按一定角度排列着残余奥氏体。
将钢中可能出现的九种贝氏体归类
以上贝氏体为代表：
无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、反常贝氏体、准上贝氏体、上贝氏体；
以下贝氏体为代表：
柱状贝氏体、准下贝氏体、特殊下贝氏体、下贝氏体。
二、贝氏体的形成过程
1. 高温范围的转变
在较高温度范围内，碳过饱和度较小，贝氏体铁素体形成后，过饱和的碳可以通过界面迅速进入奥氏体，并迅速向纵深扩散。若奥氏体的碳含量不高，不会析出碳化物，于是得到贝氏体铁素体及碳富化的奥氏体，即无碳化物贝氏体。
2. 中间温区的转变
界面附近的奥氏体中的碳含量将伴随着贝氏体铁素体的生长而显著升高，当奥氏体中析出碳化物，形成羽毛状上贝氏体。
3. 低温范围的转变
初形成的贝氏体铁素体过饱和度较大，形态由板条状转变为凸透镜片状。
三、贝氏体转变的热力学和动力学
1. 贝氏体转变的热力学
贝氏体形成时应变能小于马氏体转变时的应变能，而大于珠光体转变时的应变能，贝氏体转变的上限温度Bs与B0之间的温度差小于T0-Ms，而大于A1-Ar1。
2. 贝氏体转变动力学
贝氏体等温转变不能进行到终了(B转变不完全性）。贝氏体转变是在中温区发生的，转变依赖于碳原子的扩散。
四、贝氏体的力学性能
1. 贝氏体的强度
下贝氏体中碳化物颗粒小、数量多、分布均匀，对合金强化的贡献较大；上贝氏体的强度比下贝氏体的强度低。
2. 贝氏体的韧性
上贝氏体中存在粗大碳化物，裂纹扩展迅速。下贝氏体的韧性比上贝氏体高得多。
7过冷奥氏体转变动力学图
8.7.1过冷奥氏体等温转变动力学图
一. 过冷奥氏体等温转变动力学图的基本形式
过冷奥氏体等温转变动力学图的基本形式，见图。纵坐标为温度，横坐标为时间。

图上部一条虚线表示临界点A1，下部一条实线表示马氏体转变开始点MS。两横线之间有三条C形曲线: 左边一条为转变开始线，右为转变终了线，中间一条为转变量为50%的线. 纵坐标和转变开始线之间的区域为孕育期。孕育期最短的部位，即转变开始线的突出部分，称为鼻子。转变产物依等温温度不同，大体可分为三个温度区:
高温区: 在临界点A1以下，珠光体型组织转变区，A→P；
低温区: 在MS以下，发生马氏体转变的区域，A→M；
中温区: 在A1以下、MS以上，发生贝氏体转变的区域，A→B。
在转变终了线右边，对A→P而言，A全部转变为P；对A→B而言，A不能全部转变为B，会保留有未转变的AR；在转变开始线和终了线之间为二相组织。
由于形状的缘故，上述C形曲线也称为C曲线， 或TTT曲线(Time Temperature Transformation 的缩写)。上图实际是共析钢的A等温转变图，对亚共析钢和过共析钢的A等温转变，在C曲线的右上方会有先共析相析出线。其中，A→F为先共析F析出线; A→C为先共析碳化物析出线

常见的C曲线有四种形状，如图，其中:
(a) 表示A→P和A→B转变线重叠;
(b) 表示转变终了线出现的二个鼻子;
(c) 表示转变终了线分开，珠光体转变的鼻尖离纵轴远;
(d) 表示形成了二组独立的C曲线。
二. 影响过冷奥氏体等温转变动力学图形状的因素
1． 碳含量的影响
亚共析钢中, 随碳含量的上升, C曲线右移; 过共析钢中,随碳含量的上升, C曲线左移; 因此, 共析钢的C曲线离纵轴最远，共析钢的过冷A最稳定。
2． 奥氏体晶粒大小的影响
奥氏体晶粒度增加，晶界面积增多，使晶界形核的P易于形核，有利于转变发生，C曲线左移, 但对晶内形核的B，影响不大。奥氏体化温度高，A晶粒粗大，使P难于形核，A均匀化程度高，浓度梯度下降，形核长大减慢，C曲线右移。所以，一定要指明成分，晶粒度及奥氏体化温度, 才可查得相应的C曲线.
三. C曲线测定方法
常见测定方法有: 金相硬度法； 膨胀法； 磁性法及电阻法等.
采用金相硬度法，测定的具体方法如下:
用圆薄片(直径为15 mm，厚1.5 mm)试样一组，奥氏体化后，迅速置入恒温盐浴炉中，将各试样停留不同时间后， 淬入盐水，则可获得淬火后马氏体量(结合硬度法和金相法配合进行测定)。 将不同停留时间下转变了的奥氏体量记录在时间--温度坐标中, 就制得了C曲线.

四. C曲线的应用
1．等温淬火
将加热到淬火温度的零件淬入350℃至MS点之间的恒温槽中, 长时间等温, 如图操作, 以得到下贝氏体;
2. 等温退火
用于合金钢锻、铸件，以消除冷却时形成的巨大应力。操作时将零件加热到完全退火的高温区域, 再冷却到A→P区域等温, 使发生P转变.
3．形变热处理
将合金钢加热到两条C曲线中间的A稳定区域变形，可提高缺陷密度及材料强度。
8.7.2过冷奥氏体连续冷却转变动力学图
一. 过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式
1.过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式见图, 该图的纵坐标为温度， 横坐标为时间。
2.图内有各种产物存在的区域和各种速度的冷却曲线。冷却曲线终端的数字为转变产物的硬度值，可为洛氏硬度或维氏硬度。冷却曲线与转变终了线交点处的数字为该产物所占的百分数。
3.马氏体转变开始线与等温转变动力学图不同, MS不再为水平线，而是向右下侧倾斜，这是由于P与B的转化，使A得到富化而使MS降低的缘故。
4.根据各冷却曲线通过的区域及其与转变终了线交点处的数字, 就可断定在该冷速下冷却可得到的转变产物及其所占的百分数.
5.连续转变动力学图与奥氏体化条件(温度、时间)有关，与奥氏体晶粒度有关，原因同等温转变相似。
6.不同的冷却速度可得到不同产物，此图也叫CCT图 (即Continuous Cooling Transformation)。

三. 过冷奥氏体连续转变动力学图的测定
测定的困难：
(1) 维持恒定冷速困难；
(2) 各种组织的精确定量困难；
(3) 冷却过程中，时间、温度的精确测量困难。
测定方法有：
金相硬度法； 膨胀法；端淬法及磁性法等。
以金相硬度法测定CCT图的方法如下: 为取得恒定冷速，采用一组高度和内径相同而外径各不相同的套。将一组高度和外径与上述的套相匹配的试样，放入套中, 经奥氏体化后冷却。在同一种介质中，外径不同的套中的试样有不同的冷却速度，这样就可以得到以不同恒速冷却的一组试样。经一定时间冷却后淬入盐水中, 自套中取出试样， 测定硬度和观察组织, 就可得到不同途径下转变的开始点和结束点。 将这些点连起来就构成了CCT图。
四. 过冷奥氏体连续转变动力学图的应用
不同直径棒料在不同介质中的冷却曲线见图，其纵坐标为各种奥氏体化的温度，横坐标为间。
(1) 已知直径和冷却介质，利用图可算出表面和心部冷速. 根据这些冷速, 再利用CCT图中的冷速与转变产物的关系，可得出冷却后的组织。
(2) 利用另一种形式的CCT图可直接得到临界冷速，或利用CCT图得到(与非M转变开始线相切处,即为临界冷速)。
(3) 根据设计要求(组织、硬度等)，由CCT图选出冷却速度的上下限。再由不同直径棒料在水、油、空气中的冷却曲线图，依照所需的试样直径，选出奥氏体化温度和冷却介质，使冷速在所要求的范围内, 为制定工艺条件提供依据。