机械工程材料及成型基础第2章钢的热处理理论PPT推荐.ppt
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,晶核长大时，晶格和晶格之间的共格关系被破坏了。
奥氏体晶粒就接近于等轴晶粒。
由于渗碳体中的碳原子不断地扩散到铁素体中，才保证了所形成的奥氏体晶核的不断长大。
渗碳体中的碳原子不断地向外扩散导致了奥氏体结晶核心的长大和转变，同时，也会产生新的奥氏体结晶核心。
图2.1奥氏体的形成示意图,由于的同素异型转变，奥氏体区的扩大比渗碳体的溶解发生的快，因此，铁素体转变成奥氏体之后，在钢的组织中还仍保留了一些渗碳体，要把它们溶解到奥氏体中，就要增加保温时间。
这时，所形成的奥氏体中，碳的分布还是不均匀的，在原来渗碳体存在的地方，奥氏体中碳的浓度就比原来是铁素体存在的地方高，要使成分均匀化就需要时间。
除了加热温度以外，珠光体组织转变成奥氏体的速度还取决于它的原始组织状态。
珠光体组织愈细小，奥氏体结晶核心产生的就愈多，并且扩散的路程就愈近，因此，进行奥氏体化的过程就愈快。
钢中的含碳量愈高，进行奥氏体化的过程也就愈快，这是由于渗碳体多了，铁素体与渗碳体的界面总和也大了的原因。
钢中加入铬、钨、钼、钒等碳化物形成元素就要阻碍钢的奥氏体化过程，因为要形成合金渗碳体或合金碳化物，使它们溶解到奥氏体中就更困难了。
含合金元素的奥氏体均匀化过程就需要更长的时间，因为合金元素在相晶格中的扩散能力比碳的扩散能力更小。
连续加热时，珠光体组织转变成奥氏体发生在一个温度范围。
加热速度愈快，珠光体转变成奥氏体的温度愈高，加热速度愈快，发生珠光体转变成奥氏体的温度范围就愈大。
因此，快速加热时（如高频加热），钢的奥氏体化加热温度要比一般的炉子中慢速加热要高。
2.1.3奥氏体的晶粒大小及其影响因素当加热到AC1以上的温度时，在铁素体和渗碳体的界面上就形成奥氏体的结晶核心，这个时候结晶核心的数量是很多的，奥氏体也是很小的。
这里是加热速度愈快，奥氏体晶粒愈小，因为晶核的形成速度比它的长大速度快。
继续提高温度时，或在一定的温度下增加保温时间就要引起聚集再结晶和晶粒的长大。
奥氏体晶粒的长大是一个自发的过程，因为要缩小晶粒表面积，要降低系统的自由能。
奥氏体的晶粒长大过程实质上是一些小晶粒的联合，组成一个大晶粒的过程。
因为从热动力学来说，要使系统更加稳定，就得减小自己的表面积。
加热到一定的温度时，所形成的奥氏体晶粒的大小，在其随后的冷却中是不能改变的。
奥氏体晶粒的大小取决于很多因素，就是对同一种钢号，由于冶炼条件的差异，奥氏体晶粒大小也不一样。
根据奥氏体晶粒长大的倾向性，分成了两种类型的钢：
一种是本质粗晶粒；
另一种是本质细晶粒。
所谓本质晶粒，即表示奥氏体晶粒趋向于长大的能力。
所谓起始晶粒，即奥氏体形成后晶粒的大小。
对本质细晶粒钢来说，加热到高温时（10001050），晶粒基本上不长大，但当加热到更高的温度时，晶粒就要急剧地长大。
对本质粗晶粒来说，就相反，加热温度略微高于AC1，晶粒就急剧地长大。
晶粒长大的不同倾向性决定于钢的脱氧条件和钢的成分。
一般来说，用铝脱氧的钢属于本质细晶粒钢。
由于铝的加入，在钢中会形成氮化铝微粒，这些氮化铝微粒分布在奥氏体的晶界上，给奥氏体的晶界扩张起到阻挡作用，也就是分布在奥氏体晶界上的微粒，对奥氏体晶粒的长大就起到阻止作用。
一旦这些微粒溶解了，则奥氏体就要急剧地长大。
在两相区，例如，过共析钢在AC1Acm的温度范围，奥氏体晶粒的长大就受到了没有被溶解的碳化物微粒的阻挡。
亚共析钢在AC1AC3的温度范围，铁素体晶粒对奥氏体晶粒的长大同样也起到阻挡作用。
合金元素，特别是碳化物形成元素及氮化物形成元素都能不同程度地阻挡奥氏体晶粒的长大。
特别急剧作用的是：
Ti，V，Nb，Zr，Al和N，它们能形成很难溶解在奥氏体中的碳化物（氮化物），它们都能起到阻挡奥氏体晶粒长大的作用。
碳化物（氮化物）总量占的比例愈大，愈细小（尺寸小），奥氏体晶粒就愈细小。
同时，不溶解的碳化物（氮化物）对奥氏体新晶粒结晶核心的形成也影响很大，这同样也会导致得到更细小的晶粒。
也有反常情况，锰不但不能细化奥氏体晶粒，反而能够促使奥氏体晶粒的长大，磷也能促使奥氏体晶粒的长大。
应该注意到，本质粗晶粒钢和本质细晶粒钢不意味着这种钢永远是粗晶粒的，或永远是细晶粒的。
在工艺试验的标准条件下得到本质晶粒，指的是，加热到一定的温度时，粗晶粒钢比细晶粒钢在加热到更低的温度时，就形成了粗晶粒。
因此就出来一个实际晶粒的概念，所谓实际晶粒，即热处理时所得到的奥氏体晶粒。
奥氏体实际晶粒的大小，决定于加热温度和在这个温度下的保温时间，所表示的是加热时这种钢趋向于长大的倾向性。
亚共析钢和过共析钢继续加热到高于AC3和Acm的温度时，就形成了粗大的实际晶粒，这种加热称为“钢的过热”。
在过热钢中经常出现魏氏组织（图2.2）。
所谓魏氏组织，即铁素体呈针状沿奥氏体晶界分布。
过热钢具有脆性断口特征。
图2.2亚共析钢的过热组织,2.1.4晶粒大小对钢性能的影响晶粒大小与性能之间的关系的基本规律是：
晶粒愈小，强度（b，s，-1）愈高，塑性（，）和韧性（akU，KIC）也愈高，冷脆性起点温度愈低和脆性破坏的倾向性愈小，并能补偿其它强化措施对冷脆性起点温度的负面影响。
晶粒大小对冲击韧性还存在这样一种关系，当奥氏体晶粒长大到一定的尺寸时，断裂韧性就降低，而晶粒继续长大时，反而又提高断裂韧性。
出现这种现象的原因，人们用在在高温下奥氏体晶界的净化来解释。
因为在更高温度下，把晶界处的有害杂质都溶解到奥氏体中去了。
所有能引起奥氏体晶粒细化的措施，如微量的合金化（加Ti，V，Nb等），高速加热等，都能提高钢的结构强度。
只有在电工钢中（变压器钢）需要得到粗大的晶粒，那是为了改善它们的磁性。
【特别提示】钢在加热时的奥氏体化条件，主要取决于奥氏体的化学成分、均匀性及晶粒度。
2.2钢在冷却时的等温转变与连续转变,2.2.1钢在冷却时奥氏体的等温转变1.珠光体转变过冷奥氏体在Ar1500的温度下要发生珠光体转变。
在这个转变过程中，既发生的同素异型转变，也发生碳在奥氏体中的重新分布，并导致铁素体渗碳体组织的形成。
AFFe3C奥氏体中的碳浓度实际上是均匀的，经过分解之后，形成铁素体（几乎是纯铁）和渗碳体（6.67C），即由碳浓度不相同的两个相组成。
在这个分解过程中，首先产生的相，即领先相是渗碳体。
渗碳体的结晶核心，照例也是产生在奥氏体的晶界上。
由于渗碳体结晶核心的长大，奥氏体中就贫碳，并降低了奥氏体的稳定性，也就引起了的同素异型转变，同时铁素体晶体在渗碳体界面上也就产生了。
铁素体的随后长大，引起了奥氏体周围的富碳，转变的继续发展就困难了，因此，在富碳的奥氏体中，就要产生新的片状渗碳体，和前面已经产生的片状渗碳体的继续长大。
由于碳化物微粒的形成和长大过程的进行，又创造了新的片状铁素体的产生和长大的条件，最终就发生了片状渗碳体和片状铁素体的同时长大，即形成了片状的珠光体（图2.3）。
图2.3片状的珠光体形成示意图,珠光体转变产物具有片状结构。
共析型的片状组织又有珠光体，索氏体和屈氏体之分，它们之间的根本差异在于组织的细小程度。
珠光体粗大一点，索氏体细小一点，屈氏体就更细小。
过冷度愈大，获得的铁素体渗碳体片层组织就愈细小，即片层之间的距离0等于铁素体和渗碳体厚度之和，同时，片层之间的距离愈小，硬度就愈高（见表2.1）。
表4-1珠光体类型组织的片层间距与硬度的关系,过冷奥氏体在其扩散分解中形成了珠光体，索氏体和屈氏体，它们都是铁素体渗碳体组织，它们都是片层状组织，它们彼此间的差别只是细小程度的不同。
1）珠光体，索氏体，屈氏体钢的力学性能上述组织钢的硬度和强度与铁素体和渗碳体之间的界面面积成正比，因此，随着铁素体渗碳体细小程度的增大，即降低它的分解温度，而硬度，强度，屈服强度和疲劳强度都提高。
相对伸长率和相对收缩率，索氏体最高。
过冷到屈氏体时（更低的转变温度）韧性降低。
2）共析钢奥氏体的等温转变奥氏体转变成珠光体的过程，可以在缓慢的连续冷却过程中发生，也可以在低于Ar1温度下的等温过程中发生。
所谓等温转变，指的是在低于Ar1的一定温度下进行保温时过冷奥氏体所发生的转变。
奥氏体等温转变图也称为“时间温度转变图”，也称为“TTT图”，即时间，温度，转变三个英文字母的第一个字母。
要建立奥氏体等温转变图，就得把一些钢的试样加热到奥氏体化的温度，而后快冷到低于Ar1的温度，例如，700，600，500，400，300等，并在这些温度下保温到奥氏体全部分解。
奥氏体分解的程度可以用金相法（显微镜下观察组织），磁性法（奥氏体无磁性，珠光体有磁性），膨胀法（奥氏体原子排列最致密，由奥氏体转变成珠光体要发生体积的膨胀）决定。
由于这种作法的结果，即在低于Ar1以下的不同温度下保温，在各个保温的温度下都得到了一个开始转变的时间和一个过冷奥氏体转变结束的时间。
在时间温度的坐标里，把所有开始转变的时间连成一条线，同样也把所有转变结束的时间连成一条线。
这样就得到了图2.4这样的共析钢过冷奥氏体等温转变图。
图2.4共析钢的过冷奥氏体等温转变图,从图上可以看出，在一定的时间范围内，（H1,H2,H3）过冷奥氏体并没有分解，这段没有发生转变的时间，称为“孕育期”。
经过这段时间之后，过冷奥氏体开始转变成更加稳定的珠光体组织。
过冷奥氏体的分解速度，开始时，很快地提高，而然后逐渐降低，一段时间（K1,K2,K3）之后，分解过程完全结束。
在等温转变图中，曲线1象征奥氏体开始分解，曲线2表示奥氏体的分解结束。
在曲线1左侧的区域是过冷奥氏体存在的区域，在这个区域里实际上不产生奥氏体的分解。
在不同温度下保温，孕育期时间的长短象征过冷奥氏体的稳定性，随着过冷度的增大，奥氏体的稳定性很快的减小，在“鼻尖”温度下达到最低值，然后又随着温度的降低其稳定性又逐渐增大。
随着过冷度的增大，奥氏体的稳定性减小，奥氏体的转变速度增大，这是由于奥氏体和要形成的珠光体的自由能差增大的原因，同时，由于过冷度的增大，晶核的形成数量增多，晶核的长大速度加快，所以奥氏体的稳定性降低。
在大的过冷度下，又由于原子的扩散过程困难了，结晶核心的形成速度小了，新相长大的速度也小了，就引起了奥氏体的稳定性提高了，奥氏体的转变速度减慢了。
在等温转变图的下部有一条平行于时间坐标的平行线，它表示马氏体的开始转变温度（用Ms表示）。
当奥氏体过冷到等于或低于Ms时，扩散过程完全不能进行了，在低于这个温度下发生奥氏体到马氏体的转变。
从图中可以看出，由于奥氏体过冷度的不同，在等温转变图上就分成了三个不同的转变区域：
珠光体转变区；
中间转变区（珠光体和马氏体之间的转变区）和马氏体转变区。
这些转变的意义在于，它对解决许多实际问题都是很重要的。
具体地讲，就是钢的退火时，发生珠光体转变，钢的等温淬火时，发生中间转变，钢的淬火时，发生马氏体转变。
3）亚共析钢和过共析钢奥氏体的等温转变在这些钢中（图2.5），与共析钢之不同处在于：
是在温度的上部区间首先析出多余相铁素体（对亚共析钢），或者是多余的渗碳体（对过共析钢）。
多余铁素体（渗碳体）的开始析出，在等温转变图上用一条补充曲线来表示。
（图2.5a和2.5c）析出多余铁素体（或渗碳体）的数量是随着温度的降低而减少。
图2.5亚共析钢、过共析钢奥氏体的等温转变曲线,4）合金钢的奥氏体等温转变上面所分析的过冷奥氏体等温转变图只是对碳钢和含钴、铜、镍的低合金钢是正确的。
对于一些成分中除了碳之外，还加入了碳化物形成元素的合金钢来说，奥氏体等温转变图就有另外一种形式（图2.6），在这些钢的等温转变图上有两个过冷奥氏体稳定性最低的温度范围，一个是高温区域的珠光体（扩散）转变，另一个是在低温区域的贝氏体（中间）转变。
图2.6合金钢的奥氏体等温转变图,和碳钢一样，在亚共析合金钢或过共析合金钢的过冷奥氏体等温转变图上和碳钢一样，也在等温转变图上出现一条补充曲线，以表示多余的合金铁素体或合金碳化物的开始析出。
在含有碳化物形成元素的合金钢中，珠光体转变是由的同素异型转变和碳与合金元素的重新扩散分布才产生的，并导致了珠光体（合金铁素体合金渗碳体）的形成。
合金钢的中间转变特点是这种转变不能进行到底，一部分富碳的奥氏体在等温时不分解，并在继续降温时，只能使其一部分转变成马氏体，甚至于来不及转变，因此，由于中间转变，合金钢的组织是由贝氏体和一定数量的马氏体或残余奥氏体组成。
所有的合金元素（钴除外）在珠光体转变区和贝氏体转变区内都能提高过冷奥氏体的稳定性，并在等温转变图上使曲线右移。
在珠光体转变区域能够提高过冷奥氏体稳定性的原因是由于在珠光体转变区合金奥氏体分解后形成铁素体和合金渗碳体或特种碳化物，在固溶体和碳化物之间要形成这种铁素体碳化物组织必须进行不只是碳的重新扩散分布，还有合金元素的重新扩散分布，碳化物形成元素跑向碳化物，而不形成碳化物的元素，就跑向铁素体，这样，就可以用在奥氏体中，合金碳化物的扩散速度小，和在碳化物形成元素的影响下碳的扩散速度减小来解释在珠光体区奥氏体分解减慢的原因。
除此之外，合金元素还减小了的同素异型转变速度。
在过冷奥氏体的中间转变温度范围内，只有碳能扩散，而合金元素不能扩散，因此，奥氏体分解时，形成固溶体和含有合金元素的渗碳体型碳化物。
这样，要形成贝氏体，必须只有碳的扩散，不发生合金元素的重新分配。
同时向钢中加入几种合金元素，如加Cr和Ni，Cr和Mo等等，并且量大一点，就更能提高过冷奥氏体的稳定性。
在珠光体转变区和中间转变区内，合金元素对奥氏体的稳定性影响是不一样的。
经常是在低碳钢中，最大的转变速度发生在中间转变区内，而在高碳钢中，则发生在珠光体转变温度范围内。
2.钢的马氏体转变碳原子溶解在Fe中的过饱和固溶体称为“马氏体”。
如果在平衡状态下，在20时，碳在Fe中的溶解度不超过0.002，而在马氏体中的含量可以和高温下的奥氏体的含量一样，即最高可达到2.14。
碳原子沿着001晶向存在于Fe中（马氏体），并强烈的歪扭其晶格。
马氏体具有体心立方晶格（图2.7），其中晶格常数C大于晶格常数。
含碳量增多时，晶格常数C的高度增大，而底面的尺寸减小。
图2.7马氏体的晶格结构,因此，马氏体中的碳愈多，C/之比就愈大，即晶格的正方度愈大。
C/之比10.046C，这里，C表示在奥氏体中的含碳量的百分数。
1）马氏体转变机理快速冷却，把奥氏体过冷到低温条件下，在这种快冷过程中使扩散过程成为不可能，只有在这种情况下才能发生马氏体转变，即马氏体转变是一种非扩散转变。
以滑移的方法就完成了马氏体转变，并不涉及到固溶体中的成分改变。
马氏体转变的滑移机理与晶格的重新组合过程中的原子有规律的方向一致的移动有差别。
一部分原子相互之间的相对移动距离不超过两个原子之间的间距，仍保留相互间的邻居关系，但是绝对移动值增大，与脱离两相界面成比例，这就导致宏观滑移，宏观滑移的外部形貌是在金相试样的表面上出现显微起伏。
转变过程中，马氏体晶体和奥氏体保留着一定的金相结合面，并没有形成两相之间的界面。
暂时在马氏体界面和奥氏体界面上还存在着共格关系，马氏体晶体的形成和长大速度很大（103米/秒）。
由于奥氏体和马氏体的比容不同，马氏体晶体长大过程中，在共格结合区，弹性应力增大，最终要引起塑性变形，并形成原子无规则排列的两相之间的晶界。
共格关系破坏时，原子再从奥氏体中继续无规则地扩散到马氏体中就成为不可能，并且，马氏体的晶体长大也就停止了。
在低温下，原子从奥氏体晶体中扩散到马氏体中是不可能的，没有转变的一部分奥氏体将以残余奥氏体的形式保留在淬火钢中。
2）马氏体转变动力学只有把奥氏体过冷到马氏体的开始转变温度（Ms）以下时，奥氏体才能转变成马氏体，因此，Ms点的温度象征着马氏体转变的开始。
为了保证马氏体转变继续进行，必须连续地把钢冷却到低于Ms的温度。
如果停止冷却，则马氏体转变实际上也已停止。
马氏体转变的这种特征，同珠光体的扩散转变有明显的不同，珠光体转变在低于A1以下温度的等温条件下能够全部转变结束。
形成马氏体的数量同温度的关系可以用马氏体曲线表示。
温度愈低，形成的马氏体数量愈多。
同时马氏体的数量增多是靠形成愈来愈多的新晶体，而不是靠马氏体的晶体长大，因为马氏体的形成速度极大，马氏体就来不及长大。
对每一种钢来说，当达到一定的温度时，马氏体转变就停止了，这个马氏体转变结束的温度称为“马氏体的终了转变温度”，用Mf表示。
马氏体的开始转变温度Ms和马氏体的终了转变温度Mf点的位置不取决于冷却速度，而取决于奥氏体的化学成分。
奥氏体中的碳愈多，Ms点和Mf点的温度就愈低，除钴和铝以外的所有合金元素溶解在奥氏体中，都要不同程度的降低Ms和Mf点。
马氏体转变对应力很敏感，而奥氏体的变形可能引起在高于Ms的温度下发生马氏体转变（变形马氏体）。
马氏体晶体的形态和亚结构会有不同，这同钢的成分和它形成的温度有关。
分成了两种类型的马氏体片状的和河流状的。
高碳钢中形成片状马氏体（见图2.8），高碳钢的马氏体点的温度低。
在这种情况下，马氏体晶体在其中间部分是由大量的微观孪晶组成的。
图2.8高碳片状马氏体,这种高碳钢马氏体的显微组织是一些较宽的片状晶体，但在试样的抛光面上它们呈针状。
最常见的马氏体晶体（碳素结构钢和合金结构钢）是河流状的（河流状马氏体）。
河流状马氏体的薄片状组织很复杂，并且是在不存在孪晶下的高密度（1012cm-2）紊乱位错。
在合金钢中，经常在马氏体组织的内部，在马氏体之间保留残余奥氏体薄层。
马氏体任何形状的晶体尺寸都由奥氏体起始晶粒大小决定。
奥氏体的晶粒愈大，马氏体晶粒愈粗大。
第一片马氏体最长，往往横贯整个奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒加以分割，使以后形成的马氏体片的大小受到限制。
因此，片状马氏体的尺寸大小不一，在更低温度下形成的马氏体的尺寸就更小。
3）残余奥氏体马氏体终了转变温度Mf低于20的淬火钢中，对碳钢来说，就是含碳量高于0.40.5的碳钢，存在残余奥氏体。
马氏体的开始转变温度Ms和马氏体的终了转变温度Mf愈低，即奥氏体中的含碳量和合金元素的含量（钴和铝除外）愈高，残余奥氏体的数量就愈多。
含有0.61.0C的钢中，残余奥氏体的数量不超过10，而含有1.31.5C的钢中，残余奥氏体的数量可达到3050。
在一些高碳和高合金钢中，例如，含1.3C和12Cr的钢中，从高温淬火后，残余奥氏体的数量可达到80以上。
这是由于碳和合金元素的共同作用，使马氏体开始转变温度Ms降低到更低的温度的原因。
残余奥氏体的数量多（2030）时，可以在淬火钢的显微组织中观察到，在马氏体针之间的白色区域。
4）奥氏体的稳定化如果冷却到低于Ms点的温度以下，例如20停留一段时间，则在冷却到这个温度下没有转变的那些奥氏体就更加稳定了，就是把这些奥氏体冷却到更低的温度，也不能立即转变成马氏体，就是在更低的温度下，转变也很慢，这样，最终所形成的马氏体数量，要比连续冷却所形成的数量要少。
这种奥氏体稳定化的现象更明显地出现在Ms和Mf的温度范围内，并取决于在什么温度下停留。
低于这个温度下出现的稳定化效应的温度用Mc表示。
经常以刺激马氏体转变的应力松弛来解释奥氏体稳定化现象。
5）马氏体的性能高硬度和高强度是马氏体的性能特征。
奥氏体中的含碳量愈高，马氏体的硬度就愈高。
含有0.60.7C的钢，其硬度可达到65HRC，比铁素体的硬度高很多倍。
低碳（0.025）马氏体的强度是1000MN/M2，而含有0.60.7C的钢，其强度可达到26002700MN/M2。
但是，随着马氏体中含碳量的增高，钢的脆性破坏的倾向性增大。
含有高于0.350.4C的马氏体具有低的裂纹产生抗力，断裂韧性KiC值就更低。
马氏体同钢的其它组织组成物相比，特别是同奥氏体相比，具有最大的比容，含有0.21.4C的奥氏体的比容是0.122270.12528cm3/g，而马氏体是0.127080.13061cm3/g。
马氏体形成时，比容的增大，是淬火时形成大的内应力，引起零件的变形，甚至产生裂纹的主要原因之一。
马氏体的高硬度（强度）是由于马氏体转变时形成了碳的过饱和间隙固溶体，导致了晶格的歪扭，和形成了高密度的位错（10101012cm-2），以及形成了大量的能阻挡位错移动的各种各样的晶界亚晶界，才引起了马氏体具有高硬度（强度）的性能特征。
马氏体的脆性则同在晶体的缺陷处表面上集结的碳原子层有关。
共析钢由奥氏体转变为马氏体，其体积变化更大，因此，共析钢对淬火裂纹和变形更加敏感。
3.中间（贝氏体）转变中间转变也称为“贝氏体转变”。
中间转变发生在珠光体和马氏体转变之间的温度区间（见图4-4）。
中间转变的转变产物是贝氏体。
贝氏体组织是由铁素体和碳化物微粒组成。
这时的铁素体，其含碳量具有更大的过饱和度。
贝氏体组织又分成了上贝氏体和下贝氏体。
通常是在-500350的温度范围内形成上贝氏体，具有羽毛状特征，所析出的碳化物微粒，不像珠光体中的碳化物那样呈片状，而是呈不连续的短杆状形态存在于许多平行而密集的铁素体条之间。
在电子显微镜下观察，铁素体呈暗黑色，而碳化物呈亮白色。
通常是以350到Ms点的温度范围内形成下贝氏体，下贝氏体具有针状（片状）结构，碳化物微粒分布在过饱和的铁素体片上（图2.9）。
a）上贝氏体b）下贝氏体图2.9贝氏体的显微组织,1）中间转变机理过冷奥氏体的贝氏体转变既有珠光体转变的特征还有马氏体转变的特征：
在奥氏体中的碳要在它的分解产物中进行重新扩散分配，和马氏体的非扩散转变。
当铁的自扩散和合金元素的扩散实际上成为不可能的时候，在这种温度下才能发生贝氏体转变，即贝氏体转变过程中只发生碳的扩散。
这也是贝氏体转变的一个特点。
贝氏体转变的开始阶段，发生碳在奥氏体中的重新扩散分配，由此导致在奥氏体中富碳区和贫碳区的形成。
由于随着含碳量的降低，马氏体的开始转变温度Ms就升高，这样，在贫碳的奥氏体区Ms就在贝氏体转变温度范围内（见图4-4），就要按马氏体转变机理发生的转变。
在富碳的奥氏体区，
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