为了获得各温度下奥氏体的形成速度，可将 共析碳钢小试样迅速加热到Ac1以上不同温 度，如730℃、745℃、765℃、800℃等等，并 在每一个温度下保持一系列不同时间，如1、 10、40、100、……s，然后在盐水中急冷到室 温。测出上述各个试样中马氏体的数量，这些 马氏体量就等于高温下所形成的奥氏体量。
¾ 其密度最高 ¾ 比体积最小 ¾ 线线胀系数最大 ¾ 导热性最差 ¾ 屈服强度低 ¾ 滑移系多 ¾ 塑性变形能力好
(1) 在铁素体和渗碳体两相界面处，碳原子浓度相差 较大，有利于获得形成奥氏体晶核所需的碳浓度；
(2) 在铁素体和渗碳体两相界面处，原子排列不规 则，铁原子有可能通过短程扩散由旧相的点阵向新相 的点阵转移，促使奥氏体成核；
(3) 在铁素体与渗碳体两相界面处形核是在已有的界 面上形核，形核时只是将原有界面变为新界面，总的 界面能变化较小，要增加的应变能也较小，并且两 相界面处畸变能较高。
¾ 奥氏体晶核的形成 ¾ 奥氏体晶核的长大 ¾ 渗碳体的溶解 ¾ 奥氏体的均匀化
当T=727 ℃ ， ΔG=0，相变 不会发生。 图2-5 珠光体(P)和奥氏体(γ)自由能随 温度的变化曲线(示意图)
共晶转变线℃的恒温下发生共晶转变，由wc=4.3%的液相转 变为wc=2.11%的奥氏体和渗碳体组成的混合物： 即液相(L4.C3→0%γ-CF)e、E奥Fe氏3C体(2.11%C)和渗碳体(6.69%C)三相 共存。 其中，C—共晶点；E—碳在γ-Fe中的最大溶解度。
钢铁热处理和其他材料的热处理一样，通常第一道工 序就是加热。除了回火，基于回复与再结晶的去应力 退火以外，几乎常见的具体热处理，如退火、正火、 淬火等，都需要首先奥氏体化，使之先形成奥氏体组 织，可见，在钢的热处理过程中，加热转变往往是重 要的第一步，其是钢进行各种热处理的基础。
钢的热处理过程一般都包括奥氏体形成和奥氏体分 解，控制这两个过程来调节组织，从而获得所需要的 性能。
对于合金钢而言，其点阵常数除和碳含 量有关，还与合金元素的含量以及合金 元素原子和Fe原子的半径差等因素有关。
奥氏体的组织通常由多边形等轴晶粒组织组成。有时 可以在晶粒内观察到孪晶（两个晶体(或一个晶体的两 部分)沿一个公共晶面构成镜面对称的位向关系）。
钢加热转变时的相变驱动力为新相奥氏体与母相之间的体积自 由能差ΔG。 根据固态相变形核理论，形成奥氏体核心时，系统总自由能变化 ΔG为： ΔG=−VΔGvS γ VΔGs 式积中自：由V能—差—，新V相Δ的Gv体是积相，变Δ的G驱v—动—力为；奥氏体与珠光体间单位体 S——新相表面积，γ为新相与母相间单位面积界面能， S γ 为相变的阻力； 变的Δ阻G力s为。奥氏体形核时所增加的单位体积应变能，VΔGs为相
当T A1（727 ℃）时，碳钢 平衡相为珠光体（铁素体和渗 碳体）。
随着温度的继续升高，亚共析 钢中的过剩相（铁素体）将不 断转变为奥氏体；过共析钢中 的过剩相（渗碳体）将不断融 入奥氏体，此时奥氏体的化学 成分分别沿GS和ES曲线 珠光体向奥氏体等温转变过程示意图
形核率 线生长速度 奥氏体等温形成动力学曲线 影响奥氏体形成速度的因素
当T升高时，N明显地增加。原因为：当温度上升 时，原子扩散能力增加，相变驱动力增大，使得临 界形核功 减小。
其中，碳溶于α-铁中的间隙固溶 体称为α铁素体，为BCC晶格， 常用α或F表示；碳溶于γ-铁中的 间隙固溶体称为为奥氏体，为 FCC晶格，常用γ或A表示。碳溶 于BCC晶格δ -铁中的间隙固溶 体，称为δ铁素体，以δ表示。
当奥氏体晶核在铁素体与渗碳体相界面上形 成后，将同时出现γ -α和γ-Fe3C相界面。
奥氏体晶核长大的过程实质上也就是这两个 相界面向铁素体和渗碳体中推进的过程。
将钢件加热至临界点以上，在加热和保温过程 化中，）会，发BC生C结伴构随的着αF-eF3Ce向溶F解C（C结包构括的碳γ原-F子e转扩变散，均形匀成 均匀奥氏体，即奥氏体化。从而在后续的冷却过程中 能够最终靠控制过冷奥氏体分解，来获得所需要的珠光 体、贝氏体或马氏体。 改善钢材性能的途径：合金化（合金钢）、热处理。 由于发生α与 γ 间的转化，使钢的热处理有更大空 间，也更加丰富。
¾ PSK（共析转变线）γ-Fe→α-FeFe3C ¾ GS （奥氏体中析出铁素体或铁素体溶入奥氏体的温
奥氏体的形成是由点阵和碳含量不同的两个相转变 为另一种点阵及碳含量的新相的过程，这中间还包括碳通
1495℃的恒温下，成分为wc=0.53%的液相与wc=0.09%的δ铁 素体发生包晶转变，形成wc=0.17%的奥氏体 ：
LB δ-FeH →γ-FeJ， 即δ铁素体(0.09%C)、液相(0.53%C)和奥氏体(0.17%C)三相共 存。 其中，B—包晶转变时液态合金的成分；H—碳在δ-Fe中的 最大溶解度；J —包晶点。
在铁碳二元合金系中，含碳量小于2.11%的合金称为碳钢（也即只 含碳元素的钢） ，含碳量大于2.11%的合金称为铸铁。
碳钢的分类（多种分法）： （1）以碳含量（以0.25%和0.60%为界）来分
——碳素结构钢、碳素工具钢 碳素结构钢（工程结构/机械零件等）综合性能好，以低、中碳钢 为主；碳素工具钢（量、刃、模等工具）硬度、耐磨性好，以高 碳钢为主。 （3）以组织来分 ——亚共析钢、共析钢、过共析钢 含碳量为0.77%的钢称为共析钢；含碳量小于0.77%的钢称为亚共 析钢；含碳量大于0.77%的钢称为过共析钢。 在室温，共析钢的 体组织；是过珠共光析体钢(的α组F织e3C是)；二亚次共渗析碳钢体的珠组光织体是。先共析铁素体珠光
A1点以上即在一定的过热度下才能发生。 同理，冷却时，奥氏体向珠光体的转变也必须
为便于区别起见，通常把钢加热时的临界点 加注“C”字，分别写成Ac1、Ac3、Accm； 而把冷却时的临界点加注“r”字，成为Ar1、 Ar3、Arcm等。但Accm与Arcm不常用，通常 只写成Acm，不再加注表示加热或冷却的字 母。
γ-Fe的点阵常数：3.64Å ，其R最大空 隙为0.52Å 。R碳原子为：0.77Å 。最 大R空隙与R碳原子较为接近。
碳原子进入空隙后，将引起点阵畸 变，点阵常数增大。溶入的碳越 多，则点阵常数越大。
碳原子在奥氏体中的最大溶解度为 wc=2.11%（T=1148 ℃）。
（2）当铁素于奥氏体与渗碳体中间时，奥氏体的长 大将受碳在铁素体中的扩散所控制。 由推导的线生长速度计算公式可知，当奥氏体形成
综上，奥氏体其形核率和线生长速度均随 温度的升高而升高，也即奥氏体的形成速度随 着温度的升高单调增加。
三、奥氏体等温形成动力学曲线 奥氏体的结构、组织和性能 §2.2 奥氏体形成的热力学条件 §2.3 奥氏体的形成机理 §2.4 奥氏体等温形成动力学曲线 奥氏体晶粒长大及其控制
由于奥氏体晶核形成后不断向铁素体和Fe3C中长大，但长 大速度不同，由于向Fe3C的长大速度较慢，因此，当铁素体 完全消失后， 仍存在部分残余的Fe3C。随着保温时间的延 长，残留的Fe3C将继续溶入奥氏体中。
不当均残匀留分的布F，e3因C完而全需溶要入继奥续氏通体过时扩，散奥过氏程体才中能仍消存除在，C这的一 过程称为奥氏体的均匀化。
钢铁热处理需要同时考虑如下两个过程：加热转变— —奥氏体化过程；冷却转变——过冷奥氏体分解过程。 这两个过程相互影响，控制最终热处理后的组织性能。
一、铁碳相图 二、Fe-Fe3C相图与热处理有关的部分 三、碳钢及其分类
铁碳相图是由包晶反应、共晶反 应和共析反应三部分连接而成的。 除了液相和渗碳体这两个单相区 外，还有碳在铁中的固溶体α、δ、 γ三个单相区。
因此提高加热速度，使奥氏体形成温度上升，便 可以促使奥氏体的形核率显著增大，将有利于获得 细小的奥氏体晶粒组织。
奥氏体的线生长速度与奥氏体的长大机制有关。 奥氏体的长大可以受碳在奥氏体中的扩散所控
（1）当奥氏于铁素体与渗碳体之间时，奥氏体的 长大是受碳在奥氏体中的扩散这种机制长大的，此 时，奥氏体两侧将分别向铁素体与渗碳体推移，则奥 氏体线生长速度包括向两侧的推移速度。因此，推移 速度取决于碳原子在奥氏体中的传输速度。
共析转变线温度)的恒温下发生共析转变，由wc=0.77%的奥氏体 转变为wc=0.0218%的铁素体和渗碳体组成的混合物（即珠光 体）： 即奥氏体γ-F(0e.S7→7%αC-F)、eP铁F素e3体C (0.0218%C)和渗碳体(6.69%C)三相共存。 其中，S—共析点；P—碳在α-Fe中的最大溶解度。 凡是含碳量wc＞0.0218%的铁碳合金都将发生共析转变。
