第3章 奥氏体相变
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0
G均匀
r*
*
2 GV GS
G均匀
16 3 3(GV GS ) 2
物理意义：新相核胚的原子团半径(r)必须大于临界半径(r*)，系统才 ）的阻碍，新相的核胚才能继续长大，完成形核过 能克服势垒（ G均匀 程。否则核胚的原子团将重新散开，形核失败。
非均匀形核
3)残留渗碳体的溶解
1.实验现象： 1) F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变 2) 测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77% 2.原因： Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在 CA-F与CA-C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓 度，即(CA-F + CA-C)/2低于S点成分。当F全部转 变为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。
σs=σi+Kyd-1/2 σs －屈服强度，σi－抵抗位错在晶粒中运动的 摩擦阻力，Ky－常数, d－晶粒直径
晶粒度 级别图 1-8级
3.4.1 晶粒度概念及晶粒长大现象
一）晶粒度
设N为放大100倍时每平方英寸in2面积内 的晶粒数，则下式中G即为晶粒度。
N=2
G-1
晶粒越细，G越大。 起始晶粒：加热转变终了时所得的A晶粒 实际晶粒：长大到冷却开始时的A晶粒 本质晶粒：930º C保温3~8小时所得的晶粒 1－4级：本质粗晶粒钢，5－8本质细晶粒钢
3.影响P转变为A的因素
温度 形核率与线长大速度随温度升高 而增加 碳含量：A形成速度随C%增加而增加 原始组织 P中Fe3C片厚度和颗粒大小影 响A形成过程及形成速度. 片状大于颗粒状；片层越小，速度越大 合金元素：改变临界点位置、影响C扩散 速度；形成各种碳化物（K）
形核率:
Q W I=Ch exp( ) exp( ) kT kT
研究奥氏体转变的目的
程中的 转变 是材料获得最终组织的必需转变过程
通过研究A转变，可以控制A转变的条件， 获得理想的A组织，为后续处理做好组织 准备!
3.1 奥氏体及其特点
定义，晶体结构，微观组织，性能
一、A的定义和晶体结构
定义：A是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体 晶体结构：面心立方，碳位于八面体间隙中心。
第二相颗粒－阻止A晶粒长大，对晶 界起钉扎作用。
Fmax’＝3f γ/2r Fmax’ －单位面积的最大阻力, f－粒子的 体积分数 r－粒子半径， γ－界面能 当f增大，阻力越大；f一定时，粒子越细， 阻力越大。
晶界移动与第二相颗粒间的交互作用
I－没有颗粒 II－有少量颗粒 III－有大量颗粒
c在奥氏体中分布不均有浓度起伏合金元素对fefe3c相图奥氏体区的影响a铬的影响b锰的影响二a的微观组织与原始组织加热速度以及加热转变程度有关颗粒状经高温保温后晶粒长大边界变得平直化呈等轴多边形有些内三维计算机重建技术建立的奥氏体晶粒图像奥氏体的显微组织325晶内存在孪晶三a的性能导热性差32奥氏体的等温转变讨论由平衡组织共析钢转变为a的过程基本概念1
继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中!
4)A均匀化
渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原 渗碳体部分C含量高，铁素体部分含量低， 保温通过C的扩散使A中C分布均匀。 小结：共析钢的A等温形成是通过碳铁原子 的扩散，通过形核-长大-碳化物溶解-A均 匀化实现的
3.2.3 转变动力学
形成动力学 － 形成速度 即奥氏体的转变量与温度和时间的关系
Q-激活能,W-临界晶核形成功
WA
3
G 2 V
长大速率:
v
dc DC dx K c c
v Fe3C
dc DC dx K 6.67 c Fe3C
二、亚共析钢A等温形成动力学
共析钢
临界点以上为单相区 加热前组织为P
亚共析钢
临界点以上为两相区 加热前组织为F＋P
一、温度、时间、加热速度 D＝kt1/2
D－晶粒平均直径，k－与材料和温度有关的 常数，t－加热时间 过热：晶粒过分长大（在晶界上未发生晶界 弱化）的现象 过烧：温度过高，A晶粒长大而且在晶界上发 生了某些使晶界弱化的变化
正常长大 混晶
第二相粒子对晶界迁移的影响示意图
影响A长大的因素（II）
2.亚共析钢A转变的特点
珠光体首先转变为A。受C在A中扩散控制， 速度较快。 A向F界面推移，使F慢慢转变为A。受C 在F中扩散所控制。C原子作较长距离的 扩散，形成速度极慢。 转变速度与碳含量有关，碳含量越高， 转变速度越快。
0.1%C钢奥氏体等温形成图 共析钢的等温形成图
3.3
连续加热时奥氏体的形成
举例
以Al脱氧的钢为本质细晶粒钢。因为钢 中含有大量难熔的AlN，弥散析出在晶界 上，防止了晶粒长大。 高频表面淬火细化晶粒
第四节 非平衡组织的A形成
非平衡组织－淬火组织及淬火后并不充 分回火组织：淬火马氏体，回火马氏体 贝氏体、等 非平衡组织奥氏体化时，因成分和加热 条件不同，可能同时得到针状或颗粒状 两种形态奥氏体晶粒。
起伏（A的碳含量居于F和Fe3C之间）
2）能量上：在相界上形核使界面能减小，应 变能减小，使热力学条件更容易满足，达到能 量起伏。 ΔG＝－ΔGv+ ΔGs+ ΔGE 3）结构上：相界面上原子排列不规则，原子 容易实现由旧相向新相点阵转移，满足结构起 伏要求
2)A核的长大
通过渗碳体的溶解、碳原子的扩散（在A 或F中）、A两侧的界面推移（向F和Fe3C） 来进行的。 注：碳原子的扩散根据原始组织的不同 可能取两种形式： 1）C在A中扩散 2）C在F中扩散
发生A转变时F和P哪个先 转变为A？
亚共析钢两相区等温转变过程示意图
1.两相区转变的三个阶段
A核在F与P交界面形成后，快速长进P直 到P全部转变为A为止。 A向先共析F慢速长进。转变停止时为两 相组织，等温温度越高，未转变的F量越 少。 A与F间的最后平衡。 结论：亚共析钢在两相区的转变与共析钢 相比在相同温度下的转变要慢得多。
3.2.2 转变机制
共析钢转变四个阶段：
长大 Fe3C溶解 A均匀化
A形核
共析钢奥氏体的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s
均匀形核
G VGV Ai i VGS
i
G均匀
r
4 3 4 3 2 r GV 4r r GS 3 3
3.2 奥氏体的等温转变
（讨论由平衡组织共析钢转变为A的过程）
？
基本概念
1.平衡和非平衡组织 原始组织—加热相变前的组织 钢的平衡态组织—以极缓慢的速度冷却 (加热)得到的组织 钢的非平衡态组织--以较快的速度冷却得 到的组织
问题
为什么在临界温度A1以上珠光体会转变 为奥氏体? 奥氏体是如何形成的?(机制) 奥氏体的核在什么位置形成? 在珠光体中的两个相哪个先转变完？
针状A形成示意图
针状A晶粒合并长大示意图
颗粒状Ag
针状Aa
（一）针状A晶粒的形成及长大
钢的成分：低中碳钢 形成温度：在Ac1~Ac3之间 形核位置：小角晶界上（原始M板条之间 形成） 在形成Aa同时也会形成Ag
M束
低碳板条马氏体
M板条间的Aa和M板条束间的Ag
Aa的形成机制
形核：Aa核在板条条界上、碳化物旁形成。由于板条 条界是小角晶界，故Aa核可以与两侧均形成共格或半 共格晶界，保持K－S关系。由于共格或半共格界面能 量低，故形核功小，在不大的过热度下即可形成。 长大：形核后依靠碳化物的溶解与碳在F与A中的扩散 而长大。但因核两侧均为共格或半共格晶界，活动性 差，而条界又可以提供长大所需的碳原子，故沿条界 长大速度大，长成针状A。 合并:由于同一板条束内的Aa均具有相同的空间取向， 故相遇时合并成一个大颗粒状A（组织遗传）。
最大溶解度为2.11%，远小于理论值20%。（八面体间 隙半径5.2x10-2nm,C原子半径7.7x10-2nm)
结构特点： 1) 钢中加入合金元素(Cr,Mn等)形成置换固溶体。 2) C溶入使晶格发生畸变，晶格常数增大 3) C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏=>
合金元素对Fe-Fe3C相图奥氏体区的影响 a）铬的影响 b）锰的影响
第三章
奥氏体(A)与钢在加热过程中的 转变
Austenite in Steel and transformation during heating
主要内容
什么是钢中的奥氏体：结构、组织、性 能 奥氏体如何形成的 奥氏体等温形成动力学（速度、影响因 素） 连续加热时奥氏体的形成 奥氏体晶粒长大及控制
晶粒尺寸与加热温度关系
晶粒尺寸与保温时间关系
3.4.2 A晶粒长大机理
长大方式：通过界面迁移而长大 驱动力：来自A晶界的界面能。A晶粒的 长大将导致界面能降低。 P＝2γ/R
P－驱动力，R－球面晶界曲率半径， γ－界面能
晶粒越小，界面能越大，长大驱动力越大
3.4.3 影响A长大的因素（I）
加热温度对A晶粒尺寸的影响
二）晶粒长大现象
加热转变终了后，随温度进一步升高， 时间继续延长，A晶粒将不断长大的现象。 晶粒长大是一自发过程。因为晶粒越大， 单位体积内晶粒数越少，晶界面积越小， 界面能越小。 正常长大：随温度升高，A不断长大 异常长大：当温度升高到超过某一定值 后晶粒随温度升高急剧长大。
* * G非均匀 G均匀S ( )
S(θ)称为形状因子，其数值小于或等于1，只与润湿角有关，
1 S ( ) (2 cos )(1 cos ) 2 2
()
S() 0 0 10 ~10-4 60 ~0.3 90 1
形核由难到易次序： 均匀形核→空位形核→位错形核→堆垛层错 →晶界形核→相界形核→自由表面
二、A的微观组织
与原始组织、加热速度以及加热转变程度 有关 颗粒状－经高温保温后，晶粒长大、边 界变得平直化，呈等轴多边形，有些内 部有孪晶
奥氏体的显微组织（325×） 三维计算机重建技术建立的 （晶内存在孪晶） 奥氏体晶粒图像
三、A的性能
硬度、屈服强度均不高 塑性好（面心立方，滑移系多）-便于加工 使热强性好，可用作高温用钢 顺磁性，可作为无磁性钢 比容小（fcc是最密排的点阵结构） 扩散系数小， 线膨胀系数较F和Fe3C高一倍 导热性差
本节讨论共析钢和亚共析钢的等温形成动 力学
一、共析钢奥氏体等温形成动力学
1. 等温形成动力学图－ 时间－温度－转变量关系图
动力学曲线
共析钢等温形成动力学图
2. 共析钢等温转变动力学图特点
1）转变需要孕育期 2）曲线呈S型 初期：速度随时间加快； 50%后：速度下降 3）随温度升高，孕育期缩短，速度加快
钢件在实际加热时，A是在连续加热过程 中形成。即在A形成过程中，温度还将不 断升高。 －叫做非等温转变 或连续加热转变
T2 T1
3.3.1 连续转变动力学图
0.7%C的亚共析钢连续加热时A的形成曲线
3.3.2 转变特点
在一定的加热速度范围内，临界点随加 热速度增大而升高 相变是在一个温度范围内完成的（速度 越快，范围越宽） A形成速度随加热速度增加而加快 快速连续加热时形成的A成分不均匀性增 大 可以获得超细晶粒（形核率和形核位置）
3.2.1 转变的热力学
A形成热力学条件
两相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0--相变驱动力 P A条件是：将P加热到A1以上 过热度：转变温度与临界点A1之差 过热度越大，驱动力越大，转变速度越快 加热速度极慢时：过热度＞0即可发生转变。A1 加热速度较快时：在较大的过热度下才能发生相 变，好象临界点提高了。 Ac1 Ac1－在一定加热速度下实际测得的临界点 （0.125º C/min)
A形核率I、长大速度与温度的关系
温度 º C
730
740
750
760
780
800
形核率 － I 1/mm3 .s
2280
－
11000
51500
616000
线生长 0.0005 0.001 速度 mm/s
0.004
0.01
0.026
0.041
3.4 A晶粒长大及其控制
A晶粒大小将影响冷却时的转变和转变所 得的组织与性能。细小的A晶粒将有利于 获得优良的性能 Hall-Petch关系：
1)奥氏体的形核
以共析钢的等温形成A为例： P (F + Fe3C) A 含碳量： 0.02% 6.67% 0.77% 结构： 体心立方 复杂斜方 面心立方 形成位置： i) 在F和Fe3C交界面上通过扩散机构形成； ii) 珠光体团界； iii) 先共析F/珠光体团交界处。
界面形核的原因
1）成分上：在相界面上容易形成A所需的浓度
G均匀
r*
*
2 GV GS
G均匀
16 3 3(GV GS ) 2
物理意义：新相核胚的原子团半径(r)必须大于临界半径(r*)，系统才 ）的阻碍，新相的核胚才能继续长大，完成形核过 能克服势垒（ G均匀 程。否则核胚的原子团将重新散开，形核失败。
非均匀形核
3)残留渗碳体的溶解
1.实验现象： 1) F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变 2) 测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77% 2.原因： Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在 CA-F与CA-C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓 度，即(CA-F + CA-C)/2低于S点成分。当F全部转 变为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。
σs=σi+Kyd-1/2 σs －屈服强度，σi－抵抗位错在晶粒中运动的 摩擦阻力，Ky－常数, d－晶粒直径
晶粒度 级别图 1-8级
3.4.1 晶粒度概念及晶粒长大现象
一）晶粒度
设N为放大100倍时每平方英寸in2面积内 的晶粒数，则下式中G即为晶粒度。
N=2
G-1
晶粒越细，G越大。 起始晶粒：加热转变终了时所得的A晶粒 实际晶粒：长大到冷却开始时的A晶粒 本质晶粒：930º C保温3~8小时所得的晶粒 1－4级：本质粗晶粒钢，5－8本质细晶粒钢
3.影响P转变为A的因素
温度 形核率与线长大速度随温度升高 而增加 碳含量：A形成速度随C%增加而增加 原始组织 P中Fe3C片厚度和颗粒大小影 响A形成过程及形成速度. 片状大于颗粒状；片层越小，速度越大 合金元素：改变临界点位置、影响C扩散 速度；形成各种碳化物（K）
形核率:
Q W I=Ch exp( ) exp( ) kT kT
研究奥氏体转变的目的
程中的 转变 是材料获得最终组织的必需转变过程
通过研究A转变，可以控制A转变的条件， 获得理想的A组织，为后续处理做好组织 准备!
3.1 奥氏体及其特点
定义，晶体结构，微观组织，性能
一、A的定义和晶体结构
定义：A是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体 晶体结构：面心立方，碳位于八面体间隙中心。
第二相颗粒－阻止A晶粒长大，对晶 界起钉扎作用。
Fmax’＝3f γ/2r Fmax’ －单位面积的最大阻力, f－粒子的 体积分数 r－粒子半径， γ－界面能 当f增大，阻力越大；f一定时，粒子越细， 阻力越大。
晶界移动与第二相颗粒间的交互作用
I－没有颗粒 II－有少量颗粒 III－有大量颗粒
c在奥氏体中分布不均有浓度起伏合金元素对fefe3c相图奥氏体区的影响a铬的影响b锰的影响二a的微观组织与原始组织加热速度以及加热转变程度有关颗粒状经高温保温后晶粒长大边界变得平直化呈等轴多边形有些内三维计算机重建技术建立的奥氏体晶粒图像奥氏体的显微组织325晶内存在孪晶三a的性能导热性差32奥氏体的等温转变讨论由平衡组织共析钢转变为a的过程基本概念1
继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中!
4)A均匀化
渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原 渗碳体部分C含量高，铁素体部分含量低， 保温通过C的扩散使A中C分布均匀。 小结：共析钢的A等温形成是通过碳铁原子 的扩散，通过形核-长大-碳化物溶解-A均 匀化实现的
3.2.3 转变动力学
形成动力学 － 形成速度 即奥氏体的转变量与温度和时间的关系
Q-激活能,W-临界晶核形成功
WA
3
G 2 V
长大速率:
v
dc DC dx K c c
v Fe3C
dc DC dx K 6.67 c Fe3C
二、亚共析钢A等温形成动力学
共析钢
临界点以上为单相区 加热前组织为P
亚共析钢
临界点以上为两相区 加热前组织为F＋P
一、温度、时间、加热速度 D＝kt1/2
D－晶粒平均直径，k－与材料和温度有关的 常数，t－加热时间 过热：晶粒过分长大（在晶界上未发生晶界 弱化）的现象 过烧：温度过高，A晶粒长大而且在晶界上发 生了某些使晶界弱化的变化
正常长大 混晶
第二相粒子对晶界迁移的影响示意图
影响A长大的因素（II）
2.亚共析钢A转变的特点
珠光体首先转变为A。受C在A中扩散控制， 速度较快。 A向F界面推移，使F慢慢转变为A。受C 在F中扩散所控制。C原子作较长距离的 扩散，形成速度极慢。 转变速度与碳含量有关，碳含量越高， 转变速度越快。
0.1%C钢奥氏体等温形成图 共析钢的等温形成图
3.3
连续加热时奥氏体的形成
举例
以Al脱氧的钢为本质细晶粒钢。因为钢 中含有大量难熔的AlN，弥散析出在晶界 上，防止了晶粒长大。 高频表面淬火细化晶粒
第四节 非平衡组织的A形成
非平衡组织－淬火组织及淬火后并不充 分回火组织：淬火马氏体，回火马氏体 贝氏体、等 非平衡组织奥氏体化时，因成分和加热 条件不同，可能同时得到针状或颗粒状 两种形态奥氏体晶粒。
起伏（A的碳含量居于F和Fe3C之间）
2）能量上：在相界上形核使界面能减小，应 变能减小，使热力学条件更容易满足，达到能 量起伏。 ΔG＝－ΔGv+ ΔGs+ ΔGE 3）结构上：相界面上原子排列不规则，原子 容易实现由旧相向新相点阵转移，满足结构起 伏要求
2)A核的长大
通过渗碳体的溶解、碳原子的扩散（在A 或F中）、A两侧的界面推移（向F和Fe3C） 来进行的。 注：碳原子的扩散根据原始组织的不同 可能取两种形式： 1）C在A中扩散 2）C在F中扩散
发生A转变时F和P哪个先 转变为A？
亚共析钢两相区等温转变过程示意图
1.两相区转变的三个阶段
A核在F与P交界面形成后，快速长进P直 到P全部转变为A为止。 A向先共析F慢速长进。转变停止时为两 相组织，等温温度越高，未转变的F量越 少。 A与F间的最后平衡。 结论：亚共析钢在两相区的转变与共析钢 相比在相同温度下的转变要慢得多。
3.2.2 转变机制
共析钢转变四个阶段：
长大 Fe3C溶解 A均匀化
A形核
共析钢奥氏体的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s
均匀形核
G VGV Ai i VGS
i
G均匀
r
4 3 4 3 2 r GV 4r r GS 3 3
3.2 奥氏体的等温转变
（讨论由平衡组织共析钢转变为A的过程）
？
基本概念
1.平衡和非平衡组织 原始组织—加热相变前的组织 钢的平衡态组织—以极缓慢的速度冷却 (加热)得到的组织 钢的非平衡态组织--以较快的速度冷却得 到的组织
问题
为什么在临界温度A1以上珠光体会转变 为奥氏体? 奥氏体是如何形成的?(机制) 奥氏体的核在什么位置形成? 在珠光体中的两个相哪个先转变完？
针状A形成示意图
针状A晶粒合并长大示意图
颗粒状Ag
针状Aa
（一）针状A晶粒的形成及长大
钢的成分：低中碳钢 形成温度：在Ac1~Ac3之间 形核位置：小角晶界上（原始M板条之间 形成） 在形成Aa同时也会形成Ag
M束
低碳板条马氏体
M板条间的Aa和M板条束间的Ag
Aa的形成机制
形核：Aa核在板条条界上、碳化物旁形成。由于板条 条界是小角晶界，故Aa核可以与两侧均形成共格或半 共格晶界，保持K－S关系。由于共格或半共格界面能 量低，故形核功小，在不大的过热度下即可形成。 长大：形核后依靠碳化物的溶解与碳在F与A中的扩散 而长大。但因核两侧均为共格或半共格晶界，活动性 差，而条界又可以提供长大所需的碳原子，故沿条界 长大速度大，长成针状A。 合并:由于同一板条束内的Aa均具有相同的空间取向， 故相遇时合并成一个大颗粒状A（组织遗传）。
最大溶解度为2.11%，远小于理论值20%。（八面体间 隙半径5.2x10-2nm,C原子半径7.7x10-2nm)
结构特点： 1) 钢中加入合金元素(Cr,Mn等)形成置换固溶体。 2) C溶入使晶格发生畸变，晶格常数增大 3) C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏=>
合金元素对Fe-Fe3C相图奥氏体区的影响 a）铬的影响 b）锰的影响
第三章
奥氏体(A)与钢在加热过程中的 转变
Austenite in Steel and transformation during heating
主要内容
什么是钢中的奥氏体：结构、组织、性 能 奥氏体如何形成的 奥氏体等温形成动力学（速度、影响因 素） 连续加热时奥氏体的形成 奥氏体晶粒长大及控制
晶粒尺寸与加热温度关系
晶粒尺寸与保温时间关系
3.4.2 A晶粒长大机理
长大方式：通过界面迁移而长大 驱动力：来自A晶界的界面能。A晶粒的 长大将导致界面能降低。 P＝2γ/R
P－驱动力，R－球面晶界曲率半径， γ－界面能
晶粒越小，界面能越大，长大驱动力越大
3.4.3 影响A长大的因素（I）
加热温度对A晶粒尺寸的影响
二）晶粒长大现象
加热转变终了后，随温度进一步升高， 时间继续延长，A晶粒将不断长大的现象。 晶粒长大是一自发过程。因为晶粒越大， 单位体积内晶粒数越少，晶界面积越小， 界面能越小。 正常长大：随温度升高，A不断长大 异常长大：当温度升高到超过某一定值 后晶粒随温度升高急剧长大。
* * G非均匀 G均匀S ( )
S(θ)称为形状因子，其数值小于或等于1，只与润湿角有关，
1 S ( ) (2 cos )(1 cos ) 2 2
()
S() 0 0 10 ~10-4 60 ~0.3 90 1
形核由难到易次序： 均匀形核→空位形核→位错形核→堆垛层错 →晶界形核→相界形核→自由表面
二、A的微观组织
与原始组织、加热速度以及加热转变程度 有关 颗粒状－经高温保温后，晶粒长大、边 界变得平直化，呈等轴多边形，有些内 部有孪晶
奥氏体的显微组织（325×） 三维计算机重建技术建立的 （晶内存在孪晶） 奥氏体晶粒图像
三、A的性能
硬度、屈服强度均不高 塑性好（面心立方，滑移系多）-便于加工 使热强性好，可用作高温用钢 顺磁性，可作为无磁性钢 比容小（fcc是最密排的点阵结构） 扩散系数小， 线膨胀系数较F和Fe3C高一倍 导热性差
本节讨论共析钢和亚共析钢的等温形成动 力学
一、共析钢奥氏体等温形成动力学
1. 等温形成动力学图－ 时间－温度－转变量关系图
动力学曲线
共析钢等温形成动力学图
2. 共析钢等温转变动力学图特点
1）转变需要孕育期 2）曲线呈S型 初期：速度随时间加快； 50%后：速度下降 3）随温度升高，孕育期缩短，速度加快
钢件在实际加热时，A是在连续加热过程 中形成。即在A形成过程中，温度还将不 断升高。 －叫做非等温转变 或连续加热转变
T2 T1
3.3.1 连续转变动力学图
0.7%C的亚共析钢连续加热时A的形成曲线
3.3.2 转变特点
在一定的加热速度范围内，临界点随加 热速度增大而升高 相变是在一个温度范围内完成的（速度 越快，范围越宽） A形成速度随加热速度增加而加快 快速连续加热时形成的A成分不均匀性增 大 可以获得超细晶粒（形核率和形核位置）
3.2.1 转变的热力学
A形成热力学条件
两相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0--相变驱动力 P A条件是：将P加热到A1以上 过热度：转变温度与临界点A1之差 过热度越大，驱动力越大，转变速度越快 加热速度极慢时：过热度＞0即可发生转变。A1 加热速度较快时：在较大的过热度下才能发生相 变，好象临界点提高了。 Ac1 Ac1－在一定加热速度下实际测得的临界点 （0.125º C/min)
A形核率I、长大速度与温度的关系
温度 º C
730
740
750
760
780
800
形核率 － I 1/mm3 .s
2280
－
11000
51500
616000
线生长 0.0005 0.001 速度 mm/s
0.004
0.01
0.026
0.041
3.4 A晶粒长大及其控制
A晶粒大小将影响冷却时的转变和转变所 得的组织与性能。细小的A晶粒将有利于 获得优良的性能 Hall-Petch关系：
1)奥氏体的形核
以共析钢的等温形成A为例： P (F + Fe3C) A 含碳量： 0.02% 6.67% 0.77% 结构： 体心立方 复杂斜方 面心立方 形成位置： i) 在F和Fe3C交界面上通过扩散机构形成； ii) 珠光体团界； iii) 先共析F/珠光体团交界处。
界面形核的原因
1）成分上：在相界面上容易形成A所需的浓度