金属热处理原理与工艺

金属热处理原理及工艺
绪论
这门课对咱们专业是很重要的。

本课程的重要性从本专业研究《金属材料及热处理》的名称上可想而知，虽然现在改了专业名称，但热处理仍是一门主要专业课。

本课程既研究理论问题，又解决实际问题，学好本课对于以后的科研及生产都有益无穷。

这里，讲讲什么是金属热处理，其地位和作用，本课内容及要求等等。

一、什么是金属的热处理
简单地说，金属热处理，就是把金属加热到预定温度，并在此温度保持一定时间，然后以适当的速度冷却下来，从而改变其内部组织结构，得到预期性能（工艺性能，机械性能，物理和化学性能）的一种工艺方法。

如果以温度为纵坐标，以时间为横坐标，则右图中三条曲线即为热处理工艺曲线，可分为三个阶段；加热——保温——冷却。

加热曲线的斜率表示加热速度，冷却也如此。

根据加热介质、方法、速度等的不同及冷却的不同，热处理又可分为若干类型。

例如，退火、正火、淬火、回火，是四种不同的热处理工艺，即传统工艺的四把火，以后都要讲到。

这些方法看起来简单，但其中有很深奥的道理。

处理工艺有很大发展，仅了解这四种传统工艺是远不够的。

根据加热方式不同，还可分为感应加热表面淬火，火焰加热表面淬火，离子轰击热处理，真空、激光热处理。

有些热处理是要改变表面化学成分的，如表面增加C的含量为渗C，还有渗N，渗硼等。

总之，金属热处理工艺方法非常多，且还在不断地发展。

二、热处理在机械制造中的地位和作用
各行各业的发展，如工业、农业、现代国防和现代科学技术的发展与金属材料所占的比重越来越大。

现代工业，现代科学技术三大支柱：信息，能源，材料。

而金属仍然是基本材料，尤以钢铁为主。

金属材料制成的零件，在其加工过程中，要经过铸造、锻造、焊接、切削加工、热处理等一系列工序，热处理在其中担负着改进工件性能、充分发挥材料潜力，以提高使用寿命的重要任务。

就目前机械工业生产状况而言，机床中要经过热处理的工件占总重量的60~70%，汽车、拖拉机中占70~80%，而轴承和各种工、模具则百分之百全部需热处理。

近年来，随着工业和科学技术的发展，对于金属材料及其制件在强韧性、耐高温、抗氧化、耐腐蚀、耐磨损等性能方面的要求更加严格，采用热处理零件的比重还将进一步增大，工艺方法将不断改进和增多。

以后会在工艺部分加以介绍。

热处理之所以在机械制造中占有重要地位，是由于热处理是强化金属的重要手段。

强化金属的三个重要手段：形变，合金化，热处理。

形变强化是通过变形提高位错密度（在金属的晶体点阵中引入大量缺陷）。

合金化，改变化学成分，加入Me，形成固溶体，化合物，是通过固溶强化和第二相的弥散析出来强化的。

固溶强化对于钢铁材料来说只能在体心结构产生强化。

在体心结构中，C原子间隙在扁八面体间隙中，造成不均匀畸变（剪切分量不相等），有一较大的切变分量，可以和位错产生较大的交互作用，从而造成强化。

而面心结构中溶入C，C处于八面体中，只产生膨胀，而不产生及变，或说造成对称畸变，无上述效果。

从Fe-C相图中可知，Fe-C合金在室温下有铁素体，F虽也可固溶强化（体心立方），但C的溶解量太少，效果不大，所以F是一软相。

此时可借助热处理方法来强化。

如前所述，热处理通过加热和冷却，发生固态相变或组织状态变化，以达到强化，如共析成
分的Fe-C合金（T8钢），室温平衡组织为P，HB 170~230，若采用淬火热处理工艺手段（加热——冷却），得到M组织，则使硬度提高至HB 650~720，M是体心结构，不过饱和地固溶了相当多的C院子，甚至对共析钢来说，全部C原子，这就产生了极显著的强化效果。

所以，热处理相变强化是一种很有效的强化手段，而其中又以马氏体相变强化效果最好，所以金属中相变理论研究以马氏体相变研究发展最为迅速。

当然实际上金属强化往往是几种手段综合起来，互相渗透，互相促进，如在Fe-C合金中，加入Me，成为合金钢。

合金钢不经过热处理，其强化成都是有限的，通过热处理可以达到最好的强烈配合，即合金化与热处理的相变强化结合起来，形变与热处理也可结合，互相促进，如现在发展了形变热处理，可有效地改善性能。

根据热处理在工艺路线中的位置，又可分为预先热处理和最终热处理。

预先热处理：为后续工艺（冷、热加工）作准备。

最终热处理：赋予零件最后使用性能。

如锉刀，一般用T12，含C 1.2%工艺流程为：坯料→热轧（后空冷，相当于正火态，为片状P+Fe3C，硬度较高）→球化退火（预先热处理）→机加工（剁齿）→淬火+回火（最终热处理）。

对性能要求较多的零件都要经过这两道热处理工序。

热处理工艺的判选是否合理，工艺操作是否正确，直接影响到零件寿命。

“搞好热处理，零件一顶几”，“向热处理要钢”。

如日本高速钢的产量W18Cr4V，W6Mo5Cr4V2与外国差不多，而我国每年高速钢不够用，要进口，而日本要出口。

热处理的重要作用由此可见一斑。

三、本课程内容
本课程分为原理及工艺两部分。

工艺后面讲。

a 原立课的内容：
1、固态相变的基本规律及特征
2、成分——组织结构——性能之间的关系
3、工艺因素的改进对上述规律的影响
工艺课是原理的具体应用，讲一般规律、共性的东西。

原理部分基本按教科书的顺序讲，但第一章“金属固态相变概论”不讲，两个原因：一是一开始就讲许多抽象的相变理论不易被接受，不如在以后各章学到哪部分讲哪部分，二是学时很紧张。

四、本课程的基本要求原理部分
1、掌握金属固态相变的基本规律，其中包括组织转变规律，转变动力学以及影响转变的因
素；
2、了解各种组织与常规力学性能的基本关系；
3、熟悉常用钢经不同热处理后的组织特征，掌握用光学显微镜识别金属材料不平衡组织的
基本方法。

学习方法：每个同学都由自己的学习方法，有些同学学习方法还是很不错的，针对本门课的特点，提出两点让大家注意：
○1注意理论结合实际，这门课是理论性实践性都很强的课，没有实际经验，较难，主要要重视实验课，实验课将接触到许多实际问题。

对实验课要重视，实验课是很重要的环节，上实验课前，要看实验指导书，之后认真写好实验报告。

按规定，三次实验报告布鞋，不能参加考试，相信本班没有三次不交的，不会出现这种情况。

○2要及时复习
此门课根据前几届的情况看来，有些同学不适应，这门课跟以前学过的课不太一样，不是严
密的逻辑推理，实验性的东西较多，有些问题尚未搞清，假设的推论，提法很多，再加上各种影响因素，一条条的，显得繁杂散乱，不好学，解决的方法，就是要及时复习，学完一部分就掌握一部分，不能等到考试前才进行复习，为了督促学生学习，可能进行提问。

设想：讲课时，基本的原理，概念可反复讲。

第一章 （奥氏体的形成）钢的加热转变
——A 的形成
在实际生产中，钢的热处理工艺方法繁多，如正火、淬火、回火及时效表面淬火，化学热处理，形变热处理等。

但不管哪一种热处理，都是将工件加热到一定温度，保温一定时间，然后以某种速度冷却下来，可见，加热是钢进行热处理的第一步工序。

在绝大多数情况下，钢热处理时总要加热到临界点以上的温度，形成奥氏体组织，然后以预定的速度冷却，得到所要求的组织和性能，钢的热处理质量与加热时的A 晶粒度、成分与均匀度等有着密切的关系。

因此，研究A 的形成规律，便具有重要的理论和实践意义。

1、A 的形成概述
实际热处理加热时所发生的相变，常常是非平衡的，难于用Fe-Fe 3C 相图完全说明问题。

为了掌握A 形成的规律性，必须研究A 形成的热力学条件，形成机理，动力学几影响因素等。

一、A 形成的热力学条件
根据Fe-Fe 3C 相图，温度在A 以下时，碳钢的平衡组织为P （共析钢）或P+F （亚共析钢），或P+Fe 3C （过共析钢）。

因为珠光体组织是F 与Fe 3C 的混合物，所以从相的组成来说，A 温度以下的平衡相为F 和Fe 3C 。

当温度超过A 后，由两相组成的P ，将转变为单相A 。

随着温度持续升高，亚共析钢的过剩相F 将不能转变为A ，过共析钢的过剩相Fe 3C ，也将不断溶入A 中，而使A 量逐渐增多，其化学成分分别沿GS 和ES 曲线变化。

当加热到GSE 线以上时，平衡相均为单相A 。

钢加热时的相变动力是新相A 与母相之间的体积自由能之差V* v g ∆ 。

按固态相变成核理论，A 成核时，系统的自由能变化为：
系统自由能总变化：*v G V g S V σε∆=∆++
S б为形成A 时所增加的界面能，εV 为形成A 时所增加的应变能。

应变能是固态相变特有的。

金属发生固态相变时，新、旧相的比容一般不会相同，故转变时必将发生体积变化。

由于受到周围旧相约束，新相不能自由膨胀，因此新相与其周围的旧相之间必将产生弹性应变和应力，使系统额外地添加一项弹性应变能。

因为A 在高温下形成，其相变的应变能较小，（因应变能可通过一定的塑性变形来释放掉），相变的阻力主要是界面能。

图2-4（P15）示出共析钢A 和P 的体积自由能随温度的变化曲线。

它们交于A 1点（727℃）。

当温度等于727℃时，P 与A 自由能相等，相变尚不会发生。

当温度高于A 1时，G A <G P ，v g ∆ 为负值，即（1-1）式中第一项为负值，这是才有可能发生相变。

V*v g ∆为A 形成的驱动力，它随加热温度升高而增大。

只有在A 1点以上，当P 向A 转变的驱动力V*v g ∆能够克服A 形成所增加的界面能和弹性能时，A 才会自发地形成，即A 形成必须要有一定的过热度（T ∆）。

实际相变温度与临界点A 1之温度差被称为过热度。

实际上，当加热和冷却时，相变并不按相图中所示的温度进行，而往往是在一定的过热或过冷的情况下进行的。

过热度或过冷度随加热温度或冷却速度升高而加大，这样，就使加热和冷却时的临界点不在同一温度上。

通常把加热时的临界点标以脚标C 如Ac 1，Ac 3，Ac cm 等，
而把冷却是的临界点标以脚标r，如Ar1，Ar3，Ar cm等。

右图示出加热速度和冷却速度均为0.125℃/min时临界点的移动。

这些临界点很重要，实用，要搞清。

二、A的组织、结构和性能
A组织通常是由登轴状的多边形晶粒所组成，常可在晶内观察到变晶，如图2-1所示（P13）。

A为C在γ-Fe中的间隙固容体。

C原子在γ-Fe点阵中处于由Fe原子组成晶胞的中心或接边的中点。

由于体积因素的限制
2、A的形成机理
以供析钢成分的碳钢为例，当加热到Ac1以上具备了相变热力学条件后，珠光体将转变为奥氏体。

转变前珠光体是F和Fe3C的机械混合物，F的含碳量不大于0.0218%，具有体心立方点阵；Fe3C为复杂的斜方点阵，含碳量为6.69%。

转变后的新相A具有面心立方点阵，含碳量为0.77%，约为F含C量的32倍，而为Fe3C含C量的1/8。

可见由P转变为A时，必然产生C原子的重新分配和铁原子的点阵重建。

这一过程只有通过Fe原子的自扩散和碳原子的异扩散才能完成。

故P向A的转变属于扩散型相变。

F + Fe3C A
体心（0.0218%C）复杂斜方（6.67%）面心（0.77%C）
当然以上讨论的是由平衡态组织转变为A的过程，在特定条件下，A也可由非平衡态组织（M，B）形成，或非扩散方式形成，此问题后面将作介绍。

有人用高温金相对A形成进行了研究，A形成和一般相变一样，也是形核与长大的过程。

将具有片状P组织的共析钢做成基片试样，快速加热至Ac1以上某一温度停置，在金相显微镜下可看到A的形成过程。

可以明显看出，等温初期，A晶核首先在P固的交界处或F与Fe3C片的相界面上形成；随着时间的延长，A晶核靠消耗周围的P而不断长大，当P完全消失，A晶粒相互接触后，仍有残余Fe3C存在，随时间延长，最后残余Fe3C溶解，形成均匀的A。

综上所述，A形成过程的A形核、晶核长大、残余Fe3C的溶解，C在A中扩散均匀化四个过程。

下面分别讨论。

一、A的形核
前面已讲过，P转变为A时，A的成核位置通常在F和Fe3C的两相界面上。

为什么呢因为形核需要三个起伏：成分，结构，能量。

而相界面上易满足这三个条件。

在F内也有可能满足这三个起伏：由于C原子的热运动，在微观区域C原子分布不均匀，C%高的微区其C%可能与A在该温度下的C%相等。

则这些微观区域可具备A形核的浓度要求，另外，F是体心立方的，但由于Fe3C的自扩散热运动，在某些微观区域内，可能是面心的，则这些微观区域可成为A晶核的核心，若这些微区的尺寸大于A的临界晶核尺寸r*，则可形成核心。

那么在F内能否形核？可能性不大。

因F0.02%C，A0.8%C，浓度相差几十倍，欲满足浓度起伏条件很难，即使有微区满足条件，形成晶核，但C原子得不到继续供应，则不能长大。

为什么界面上能形核：C%不均匀
a)相界面处一旦形核，并长大，所需C原子可从相邻Fe3C获得
界面上C原子的含量不均匀，总有一些地方能满足新相对成分的要求，能满足浓度起伏。

b) 界面处原子活动能力大，易于通过原子扩散达到点阵重构，原子排列不规则，有些部位原本就具有新相的晶体结构。

——结构起伏
b)界面处能量以有杂质、微错登晶体缺陷，能量高，能量起伏的条件易满足，而A形核是
不均匀核，这些杂质、位错可作为形核地点。

形核后，可使能量降低。

见P15图2-5，A 形核位置示意图
二、A 晶核长大
（A 晶核长大是通过F 与A 之间的点阵重构，Fe 3C 的溶解和碳在A 中的扩散等过程进行的。

）A 晶核长大是通过点阵重构和F 、Fe 3C 的溶解进行的。

一旦F 与Fe 3C 的相界面上形成A 晶核之后，便出现了新的相界面，即A 与F 的相界面和A 与Fe 3C 的相界面，A 晶体的长大就是这两个新的相界面分别向F 和Fe 3C 方向推移的结果。

晶核长大的过程与碳的扩散密切相关，而碳的扩散又与其浓度分布有关。

各相在相界面的平衡碳浓度，可由Fe-Fe 3C 状态图决定。

如图图2-10 P18
P18 图2-10
由图可知，在Ac 1以上某一温度T 1时，和A 相接触的F 的C 浓度为C α-γ，和Fe 3C 相接触的F 的C 浓度为C γ-Fe3C (沿QP 延长线变化)。

和F 相接触的A 的C 浓度为C α-γ，和Fe 3C 相接触的A 的C 浓度为C γ-Fe3C ，Fe 3C 的浓度不变，6.67%C 。

如果垂直于相界面截取一纵截面，沿纵截面各相C 浓度分布如图（b ）所示，由图（b ）可知，A 在Fe 3C 于F 之间的相界面上形核。

A 两个相界之间的C 浓度不等。

C γ-Fe3C >C α-γ，因此在A 内存在C 浓度差。

这样，A 中的C 就要从高浓度的A-Fe 3C 相界面一边向低浓度的A-F 相界面扩散，结果破坏了在该温度（T 1）下相界面的平衡浓度，此时A 内C 的分布如虚线所示。

为了维持原来的相界面的局部平衡，Fe 3C 必须溶入A 以供应碳量，使其界面的C 浓度恢复到C γ-Fe3C ，同时，在A-F 相界面处，F 必须转变为A ，以使界面处A 的C 浓度降低到C α-γ。

这样便使A 的相界面同时向Fe 3C 和F 中推移，于是A 晶核不断长大。

这样的过程反复不断地进行，直至P A 转变完毕。

此外，与C 在A 中扩散的同时，在F 中也存在着C 的扩散。

因为F 、A 与Fe 3C 三相共存时，在F 中也存在着碳浓度差C γ-Fe3C -C α-γ。

这种扩散也有促进A 长大的作用，但因其C 的浓度差小，作用甚微。

三、残余Fe 3C 的溶解
在P 转变为A 的过程中，P 中的F 全部消失时，Fe 3C 还未完全溶解，即P 中F 与Fe 3C 不是同时消失，原因可以从两方面看。

（1）Fe-Fe 3C 相图，GS 线的斜率较平缓，ES 线斜率较陡。

T 1温度下， 0.8%c
C C γαγα--+<
即A 的平均C%<0.8%，即其值在S 点的左侧，则必然有未溶解完的高C 相存在，即残余Fe 3C 。

并且由图可知，转变温度越高，A 的平均C%越低，则残余Fe 3C 量越多。

有资料表明，共析钢中，735℃为0.77C ，760℃为0.69C ，780℃为0.61C ，850℃为0.51C ，900℃为0.46C 等。

（2）在A 晶体长大过程中，由于A 与F 相界处的C 浓度差C γ-Fe3C -C α-γ显著地小于Fe 3C 和A 相界面处的浓度差C γ-Fe3C -C α-γ，所以A 只需溶解一小部分Fe 3C 就会使A 达到饱和，恢复平衡C%；而必须溶解大量的F ，才能使A 的C%趋于平衡。

所以长大的A 溶解F 的速度始终大于溶解Fe 3C 的速度。

虽然F: Fe 3C ≈7:1，但共析钢中F 总是先消失。

随加热时间延长，A 中C 原子继续扩散，未溶Fe 3C 则不断溶入A 中直至Fe 3C 完全溶解为止。

四、A 的均匀化
在残余Fe 3C 刚刚完全溶入A 的情况下，C 在A 内的分布是不均匀的，原来为Fe 3C 的区域，C%较高；而原来是F 的区域，C%较低。

这种C 浓度的不均匀性随相变温度的提高而愈加严重。

因此，只有经继续加热或保温，借助于C 原子的扩散，才能使整个A 中C 的分布趋
于均匀。

§3 A 等温形成动力学
形成动力学是指形成速度问题。

即一定温度下A 形成量与保温时间关系的问题。

对于实际生产有着重要意义。

为简便起见，首先讨论共析钢的A 等温形成动力学曲线。

一、共析碳钢A 等温形成动力学
（一） 等温形成动力学曲线的建立
动力学曲线的建立，可以用金相方法，也可以用物理分析方法，用得最多的是金相方法。

一般用厚约1~2mm 的薄片金相试样，在盐溶中迅速加热至指定温度，保温一定时间后取出，经淬火、磨制、抛光、腐蚀后，在室温下用光镜观察。

因加热转变所得的A 在淬火时将转变为M ，故根据所观察到的M 量的多少即可了解A 形成过程。

根据观察所得结果，可以作出在一定温度下等温时，A 形成量与等温时间的关系曲线，见图，即称为A 等温形成动力学曲线。

由曲线可知，A 转变有几个特点：
（1）在转变温度等温时，P 向A 的转变需要经过一段孕育期后才能开始。

等温开始到A 开始形成的一段时间称为孕育期。

因A 形成需C 扩散，而C 扩散需时间。

需要孕育期是扩散型相变的特点。

（2）不同温度下孕育期长短不同，等温温度越高，孕育期越短。

（3）A 的形成速度在整个转变过程中不同。

在转变初期，转变速度随时间的延长而加快。

当转变量达到50%时，转变速度达到最大，之后，转变速度又随时间的延长而下降。

（4）温度愈高，形成A 所需要的时间愈短，即A 形成速度愈快。

由此图可以得出各个温度下等温转变开始及终了的时间，将各温度下等温转变开始及终了时间综合绘在转变温度与时间坐标系上，即得到A 等温形成动力学图。

P22 图2-1
应该指出，图中转变开始曲线1所表示的是形成一定量的能测定的A 所需的时间与温度的关系，其位置与所用方法的灵敏度有关。

随测量方法精度提高，转变开始曲线向温度坐标靠近。

通常，为了使用方便，将能够察觉的一定量（如0.5%）A 形成以前的一段时间作为A 形成的孕育期。

转变终了的曲线2所表示的是F 完全消失时所需的时间与温度的关系。

前已述及，F 完全消失后，Fe 3C 还需一段时间才能完全溶解。

曲线3即为Fe 3C 完全溶解的曲线。

Fe 3C 消失时，A 中的C 的分布仍是不均匀的，需要一段时间才能均匀化，曲线4即为A 均匀化曲线。

在A 形成的各阶段所需时间很不一样。

如在780℃，A 不到10秒即形成，而残余Fe 3C 溶解需几百秒，A 的均匀化需2~3小时，即A 均匀化所需时间最长。

（二） （A 的形核率与长大速度）
A 等温形成动力学的分析
A 等温形成动力学图表示出温度升高A 形成速度加快的规律，是由于随着温度升高A 成核率和长大速度均增大的缘故。

表2-1（P25）A 成核率和长大速度与加热温度关系的实验结果。

下面分别加以分析。

1、 A 形核率Ⅰ
研究表明，在A 均匀成核的条件下，成核率Ⅰ与温度之间的关系为：
*'*A
A Q
G KT KT I C e e ∆--= （注：指数为负值，则指数分子↓，或分母↑都是此项的值↑）
*
*A A
Q
G KT KT N Ce e ∆--=（2-1） 式中，C ’——常数
Q ——扩散激活能
T A ——A 形成温度
K ——波耳兹曼常数
G ∆*——临界形核功
式（2-1）右侧由三项组成，这三项均随温度升高而增加。

第一项C ’与A 核所需碳含量有关。

由Fe-Fe 3C 状态图知，随温度升高，一方面与Fe 3C 相接触的F 的C%沿QP 延长线增加，另一方面A 与F 平衡的C%沿SG 线而降低，结果减小了A 成核所需要的C 浓度起伏，促进了A 成核，C ’值增大。

第二项 A Q
KT e -反映的是原子扩散能力。

随温度T 升高，Q 不变，故 A Q KT e -值增加，亦即温度
愈高，原子活动能力愈强，能克服位置进行扩散的原子数愈多。

能克服位置进行扩散的原子数愈多。

第三项*
A G KT e ∆-反映的是自由能焓差值v G ∆对形核的作用。

式中，σ——A 与旧相的界面能（或者比界面能）
v G ∆——单位体积A 与P 之间自由能之差
A ’——常数
当T ↑时，v G ∆↑，使*G ∆↓，则*
G KT e ∆-↑
由于这三项的共同作用使形核率I 随A 形成温度的升高急剧增加。

由表2-1可见，当温度从740℃提高到800℃时，I 提高了270倍。

2、 A 线长大速度v
A 的线长大速度v ，实质上就是A 的相界面向F 和Fe 3C 中推移速度的总和。

主要取决于C 在A 中的扩散速度及浓度梯度，而浓度梯度取决于所形成的A 的厚度，和随温度改变的浓度
差C γ-Fe3C -C α-γ（A 内的浓度差）导出A 向F 和向Fe 3C 推移的线长大速度为：
式中，K ——比例常数
c D γ——C 在A 中的扩散系数 dc dx
——A 中C 的浓度梯度 由上边两式可知，A 界面向两侧推移速度正比c D γ及
dc dx
，反比于界面两侧C 浓度差。

（新旧相之间的成分相差越大，相变越难进行）当温度升高时，○1扩散系数c D γ呈指数增加，○2dc dx 因A 内浓度差C γ-Fe3C -C α-γ增大而增大，○
3界面两侧碳浓度差C γ-Fe3C -C α-γ及6.67-C r-Fe3C 均减小，即（2-2）（2-3）式中随温度升高，分子↑，分母↓，故其值V γ-α、V γ-Fe3C 而增加。

如表2-1所示，当温度由740℃提高到800℃，线长大速度增加了82倍。

由（2-2）（2-3）两式可计算A 向F 与Fe 3C 两相推移速度的比值。

例如，当A 形成温度为780℃时，A 向F 的推移速度
A 向Fe 3C 中的推移速度
即A 相界面向F 中的推移速度比向Fe 3C 中的推移速度快14.8倍。

但是一般片状P 中F 的片厚仅比Fe 3C 片厚大7倍，所以，A 等温形成时，总是F 先消失，α→γ转变结束后，还含有相当数量的剩余Fe 3C 未完全溶解，还需要经过剩余Fe 3C 溶解和A 均匀化过程才能获得成分均匀的A 。

（V α→γ/V α→Fe3C 的比值未必完全符合实际情况，公式计算与实际情况一般有误差） 总之，A 形成温度升高时，成核率I 和线生长速度V 均随温度升高而增大。

所以，A 形成速度随形成温度升高而单调增大。

有一点值得注意：随温度的升高，I （成核率）的增大速度比V 更快，这一点很有实际意义。

（后面讲A 晶粒度时，要讲到）（举例 P25表2-1）
（三） 影响A 形成速度的因素
除温度外，影响P 转变为A 速度的因素还有转变前的原始组织以及钢中所含的Me 。

1、 原始组织的影响
如果钢的成分相同，P 层间距离越小（P 片越 ），原始组织中K 分散度愈大，相界面越多，形核地点增多，成核率便愈大；P 层间距离愈小，A 中C 浓度梯度愈大，扩散速度便愈快；K 分散度大使C 原子扩散距离缩短，A 晶体长大速度增加。

所以，原始组织愈细，A 形成速度愈快。

细片P 为原始组织时，A 的形成速度较快，粗片P 时，A 形成速率较慢。

原始组织中K 的形状对A 形成速度也有影响。

粒状P 与片状P 相比，由于片状P 的相接面较大，Fe 3C 较 ，易于溶解，加热时A 容易形成。

因形核地点多，原子需扩散距离小，长大速度快。

不论在高温还是在低温，原始组织为片状Fe 3C 时，A 形成速度均比粒状Fe 3C 的大。

这在转变温度低时更为显著。

粒状P 组织与片状P 相比，残余K 的溶解和A 均匀化都比较慢。

2、 合金元素的影响（P24）
在共析钢中加入Me 并不改变A 形成机制。

但由于Me 的加入可以改变临界点的位置，影响C 在A 中的扩散速度，还可与C 形成各种稳定性不同的K ，故将影响A 的形成速度。

转变温度一定时，临界点的改变意味着过热度的改变，如Ni ，Mn 等元素可以降低临界点，这就增加了过热度，使A 形成速度加快。

固溶于A 中的Me 可以改变C 在A 中的扩散速度。

Cr ，Mo ，W 等K 形成元素降低C 在A 中的扩散系数，故使转变速度变慢。

Co ，Ni 等提高C 在A 中的扩散系数，故使转变速度加快。

Si ，Ae 等对在A 中的扩散影响不大，故对转变速度无大影响。

Me 对A 形成速度的影响，也受到合金K 向A 中溶解难易程度的牵制。

钢中加入W ，Mo 等强K。