钢的热处理习题解答.docx

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？为什么？ 答：奥氏体晶核优先在α /Fe3C 界面上形成
缘由：① 能量起伏条件易满足〔相界面能的增加削减，也是应变能的增加削减〕
② 构造起伏条件易满足
③ 成分起伏条件易满足
图是怎样测定的，图中的各条曲线代表什么？ 答：等温TTA 图
将小试样快速加热到 Ac1 以上的不同温度，并在各温度下保持不同时间后快速淬冷， 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：奥氏体转化开头线，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逝线。
连续加热TTA 图
将小试样承受不同加热速度加热到不同温度后快速淬冷，然后观看其显微组织，协作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Fe3CⅡ→A 终了温度
Ac3 加热时 α →A 终了温度
Ac1 加热时 P→A 开头温度
、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状况可以表示在等温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
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 Δ G=Ga-Gp<0
形成过程
形核：对于球化体，A 优先在与晶界相连的α /Fe3C 界面形核对于片状P, A 优先在P 团的界面上形核
长大：1 〕Fe 原子自集中完成晶格改组
2 〕C 原子集中促使A 晶格向α 、Fe3C 相两侧推移并长大
Fe3C 残留与溶解：A/F 界面的迁移速度 > A/Fe3C 界面的迁移速度，当P 中 F 完全消逝，Fe3C 残留 Fe3C→A
A 均匀化：刚形成A 中，C 浓度不均匀。C 集中，使A 均匀化。
A 等温形成动力学图〔共析钢〕见课本 P22 图 2-16
用 Fe-Fe3C 相图说明受C 在A 中集中所掌握的A 晶核的长大。
答：①T1 温度，A 晶核在F/Fe3C 界面形成，A 晶核中C 分布不均匀
②A 中C 发生集中 左侧升为C1，右侧降为C2
③由相图知 T1 温度下，A/F, A/Fe3C 两相共存保持平衡，分别保持
④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 溶解供给
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 2-10
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
〕利用过渡族金属的碳化物〔TiC、NbC〕细化晶粒
〕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
为什么说珠光体转变是以集中为根底并受集中所掌握？
答：由于珠光体转变是由含 %C 的奥氏体分解为碳含量很高〔%〕的渗碳体和碳含量很低〔%〕的铁素体，转变中同时完成了原子集中和点阵重构两个过程。
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集中所掌握？
答：珠光体长大的根本方式是沿着片得长轴方向长大，称为纵向长大。同时还可以进展横向形核，纵向长大，称为横向长大。
由于当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 原子集中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。
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〔即相区交界限〕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。
假设将奥氏体快冷到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展珠光体转变。这种非共析成分的奥氏体不经过先共析转变而直接进展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。
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，δ e 不是主要阻力，δ s 是主要阻力，假设原A 含C 量高，网状F；假设原 A 含碳量低，块状F
2 〕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，δ e 是主要阻力，
F 核通过共格界面迁移形成片状F 3 〕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
共析钢片状珠光体的形成机理答：1 〕形核 ①A 晶界
②A 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 原子集中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。
共析钢粒状珠光体的形成机理答：
不均匀的A 或未溶的渗碳体

A→片状P→粒状P 从能量上讲 片状P 自发的转化为粒状P 图为什么会消灭“鼻子”
答：由于该曲线说明，在转变开头前需要一段孕育期，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。故曲线的外形呈字母“C”形，在 C 曲线的拐弯处，通称为“鼻子”。
第四章 马氏体转变
试说明钢中马氏体的晶体构造，马氏体的正方度取决于什么？为何会消灭反常正方度？ 答：马氏体的晶体构造和正方度取决于其碳含量
马氏体是碳在α—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构造〕。但马氏体为体心正方构造，碳原子在三个亚点阵上分布几率必定不相等。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、其次亚点阵，C 原子在马氏体中是局部有序的。特别低正方度是马氏体在第一或其次亚点阵的碳原子增加的结果
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。
〕马氏体转变时母相与马氏体之间存在位相关系。
〕马氏体转变的非恒温性与不完全性。
〕马氏体转变具有无集中性。
〕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？试说明它们的根本原理。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异？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，使之到达与其碳含量相应的轴比值时，即可由奥氏体转变为马氏体。
〕K-S 模型
转变不靠原子的集中，而是靠同孪生变形相像的、由母相中的很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 ① 沿〔111〕A [-211]切变 15 度 15 分 ② 沿〔1-21〕A [1-10]切变 10 度 32
分
〕G-T 模型
两次切变:第一次切变沿﹛259﹜r 进展的均匀切变造成外表浮凸，得到一种过渡点阵〔复
杂点阵〕 其次次切变在〔112〕α ’ [11-1] α ’方向发生不均匀切变〔微观切变〕最终得到马氏体点阵
〕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一样可作为ε 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一样，但晶向平行关系却相差5 度 16
分 图见课本P80 图 4-7
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、亚构造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，亚构造为高密度的位错，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，而是呈肯定的交角排列，空间形态呈双凸 透镜片状，亚构造为孪晶，晶体学取向关系符合 K-S 或西山关系，惯习面为﹛225﹜r 或{259}r 有高强度、高硬度，但韧性差
%C﹤% 板条状
~%C 板条状+片状马氏体混合组成
〉%C 片状马氏体
影响Ms 点的主要因素有哪些？ 答: 1 〕化学成分
〕应力和塑性形变
〕奥氏体化条件
〕先马氏体的组织转变
〕磁场
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 点以上对奥氏体进展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 点以上肯定温度范围内进展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 点以上对奥氏体进展塑性形变，少量的塑性形变能促进随后冷却时的马氏体转变，而超过肯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。
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 %时，强度、硬度接近最大值。韧性主要取决于M 的亚构造。板条 M 韧性优于片状 M。
何谓热弹性马氏体、伪弹性和外形记忆效应？
答：马氏体片可随温度降低而长大，随温度上升而缩小。具有这种特性的马氏体称为热弹性马氏体。
外加应力的转变引起 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。伴随材料宏观外形而转变称由应力诱发的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展塑性变形后加热至某一特定温度以上能自动回复原来外形的效应，称为外形记忆效应。
补充
简述形变诱发马氏体的缘由。
答：马氏体的比容大，转变时要产生体积膨胀，因而拉应力状态必定会促进马氏体形成，从而表现为使Ms 点上升，而多向压应力则会阻挡马氏体形成。
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 的亚构造
片状M 韧性差：① 亚构造是孪晶 滑移系统少，变形以孪生方式进展，位错不易运动， 易造成应力集中形成显微裂纹。
② 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。
③ 片状 M 内部有显微裂纹
板条M 韧性好：① 位错亚构造 变形以滑移方式进展，不易诱发裂纹
②含C 量低，点阵不对称，畸变小，对韧性损害小
③板条单元平行排列，不相互冲撞，无显微裂纹。
钢中马氏体具有高强度、高硬度的本质缘由。答：①间隙固溶体强化
过饱和C 引起猛烈的固溶强化，C 原子间隙固溶在α —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，在点阵内造成猛烈的应力场，阻碍位错运动， 使 M 强度、硬度显著提高。
②M 中亚构造引起的强化 %C < 板条 M 主要靠C 钉扎位错引起强化
%C> 消灭片状M 孪晶量增加，孪晶界阻碍位错运动产生附加强化。
%C> 硬度不再增加
③时效强化
过饱和固溶体本身存在一个分解趋势，M 是α —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。
④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
⑤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
外形记忆合金具备的条件
答：具有外形记忆效应的合金称为外形记忆合金，而外形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，所以外形记忆合金应具备：
①热弹性马氏体
②亚构造为孪晶或层错
③母相序化
第五章 贝氏体转变
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，在其中有呈肯定方向分布的富碳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〕
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 A1—550 度贝氏体转变 550 度—Ms 马氏体转变 Ms—Mf
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 不行等温形成 、
四、都具有转变不完全性五、集中性
珠光体转变 集中型相变 Fe、C 集中贝氏体转变 半集中型相变 C 集中
马氏体转变 无集中型相变六、晶体学特征
外表浮凸 M N 型浮凸
B Λ V 型浮凸

答：B 转变的切变机制：受 C 的集中所掌握的切变过程，C 成分的A 被过冷至高于Ms 点的某一温度下
① 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
② 贫 C 区A%C < C1，t >其Ms，进入Ms 线以左发生A→M 即BF
③ BF 过饱和的〔C1>>C 平均〕要排碳〔或排入A 或α 相内部以crd 析出〕，排碳过程打算了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 中集中困难
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 集中，也难以在F 中长距离集中
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：肯定的Δ T
台阶：A/F 界面上有很多台阶，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
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，其次相粒子密度上升，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、分布打算
〕BF 条〔片〕
上贝氏体或条状的BF {111}A BF 条间位向差小，小角度晶界
下贝氏体 ﹛110}A 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
〕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状况下， 位错运动在界面上产生塞积，塞积位错越多易产生裂纹，即裂纹简洁在大颗粒 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
为什么钢淬火后要准时回火？
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
准时回火可以 ①消退淬火应力
②稳定组织和尺寸
③调整组织获得所需组织及性能所以钢淬火后要准时回火
简述碳钢淬火后随回火温度上升发生的转变
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〔100—300 度〕 片状马氏体分解〔高碳钢〕
① 随回火温度上升，M 中含碳量降低，说明C 集中出来形成crd
② 回火 T < 125 度 消灭两个马氏体正方度〔双相分解〕
③ 回火 T >120 度 消灭一个马氏体正方度〔单相分解〕 板条马氏体分解〔低碳钢〕
回火 T <200 度 不析出crd C 原子偏聚在位错或条界回火 T >200 度 直接单相分解或析出稳定碳化物
组织： M→ α + crd
性能变化：片状M：α ’〔过饱和〕→α ’ +ε —FexC C 从 M 中扩撒出来，点阵畸变减小， 剩余应力降低，塑性、韧性增加
板条M 在 200 度以下回火，钢的硬度、塑性、韧性根本不变应用：片状M 应用于工、模、量具等
板条M 应用于尺寸较小的构造件
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〔250—400 度〕
高碳片状M
A→α ’ +ε —FexC 〔低温回火〕
回火T >250 度 ε —FexC→χ —Fe5C2
回火T 提高 〔300—350 度〕 χ —Fe5C2→Θ —Fe3C
低碳板条M
由 C 偏聚直接析出Θ —Fe3C
性能变化：①硬度 ②弹性极限 ③韧性 见课本P209-210 页笔记应用：①淬火+中温回火 制造弹簧典型处理工艺
②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α 相状态变化 〔450—700 度〕
α 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、孪晶缺陷渐渐消逝， 产生回复。
T >600 度 α 相再结晶，板条、片状形态消退 α 成为等轴晶
碳化物集聚长大 小颗粒碳化物消逝大颗粒碳化物球化
T 回→S 回〔α + Fe3C〕
性能变化：M 三种强化趋于消逝，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，α 相再结晶应力根本消退，使得塑性、韧性好，良好的综合机械性能。
应用：构造件如：传动轴、机床主轴、小齿轮等一般中碳钢调质处理
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α 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α 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 上升，合金碳化物粗化，硬度下降。当高温回火时会发生二次硬化
第Ⅰ、Ⅱ类回火脆性的特点及预防。答：第Ⅰ类回火脆性〔250—350 度〕
特点：①发生在较低温区又称为低温回火脆
②不行逆 图见课本P218 笔记
③原始组织是淬火态又称为马氏体回火脆性
④一般工程用钢都回火脆
⑤与回火后的冷却速度无关
⑥断口、沿晶也有穿晶预防第Ⅰ类回火脆措施
① 尽力避开在回火〔Ⅰ〕脆区用火
② 细化A 晶粒总对韧性有好处
③ 合金化时增加Si、Cr 使Ⅰ类回火脆温区上移，更易避开它
④ 精炼合金，削减有害元素S、P、As、Pb、Sb
⑤ 加 Mo、W、V、T 减轻Ⅰ类回火脆性
⑥ 用下贝氏体等温淬火工艺取代淬火+低温回火第Ⅱ类回火脆性〔450—650 度〕又称为高温回火脆性
特点：①可逆 图见课本P219 笔记
②与钢成分有关
③与回火后的冷却速度有关〔慢冷产生，快冷抑制或减轻〕
④原始态不限于淬火态
⑤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
⑥断口：沿晶断口〔沿晶A 晶界〕
防止第Ⅱ类回火脆性措施
① 细化A 晶粒总对韧性有好处
② 精炼合金，削减有害元素S、P、As、Pb、Sb
③ 加 Mo、W、V、T 减轻Ⅰ类回火脆性
④ 用下贝氏体等温淬火工艺取代淬火+低温回火
⑤ 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，由某一种晶体构造转变为另一种晶体构造的过程。
多形性转变：在固溶体中发生的由一种晶体构造转变为另一种晶体构造的过程。
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，β 相将全部溶入α 相中而成为单一的固溶体。假设自t1 温度缓慢冷却，当冷至固溶度曲线MN 以下温度时，β 相又将渐渐析出，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一样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构造一样，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一样，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，假设进一步提高冷速，使奥氏体来不及进展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集中，这是奥氏体便以一种特别的机理，即无需借助于原子集中的方式将γ 点阵改组为α 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，在肯定的冷速下γ 相或奥氏体可以转变为与之具有一样成分而形貌呈块状的α 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，由于铁原子已难于集中，而碳原子尚具有肯定的集中力量，故消灭一种不同于马氏体转变的独