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*
为A形成的驱动力，它随加热温度升高而增大。
只有在A1点以上，当P向A转变的驱动力V*
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（
）。
实际相变温度与临界点A1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Ac1，Ac3，Accm等，而把冷却是的临界点标以脚标r，如Ar1，Ar3，Arcm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+Fe3CA
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，Fe3C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、Fe3C的溶解进行的。
一旦F与Fe3C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Fe3C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Fe3C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-Fe3C状态图决定。
如图图2-10P18
P18图2-10
由图可知，在Ac1以上某一温度T1时，和A相接触的F的C浓度为Cα-γ，和Fe3C相接触的F的C浓度为Cγ-Fe3C（沿QP延长线变化）。
和F相接触的A的C浓度为Cα-γ，和Fe3C相接触的A的C浓度为Cγ-Fe3C，Fe3C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Fe3C于F之间的相界面上形核。
A两个相界之间的C浓度不等。
Cγ-Fe3C>Cα-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-Fe3C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（T1）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，Fe3C必须溶入A以供应碳量，使其界面的C浓度恢复到Cγ-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Cα-γ。
这样便使A的相界面同时向Fe3C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PA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Fe3C三相共存时，在F中也存在着碳浓度差Cγ-Fe3C-Cα-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Fe3C的溶解
在P转变为A的过程中，P中的F全部消失时，Fe3C还未完全溶解，即P中F与Fe3C不是同时消失，原因可以从两方面看。
（1）Fe-Fe3C相图，GS线的斜率较平缓，ES线斜率较陡。
T1温度下，
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Fe3C。
并且由图可知，转变温度越高，A的平均C%越低，则残余Fe3C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Cγ-Fe3C-Cα-γ显著地小于Fe3C和A相界面处的浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ，所以A只需溶解一小部分Fe3C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Fe3C的速度。
虽然F:
Fe3C≈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Fe3C则不断溶入A中直至Fe3C完全溶解为止。
四、A的均匀化
在残余Fe3C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Fe3C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。
§3A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，Fe3C还需一段时间才能完全溶解。
曲线3即为Fe3C完全溶解的曲线。
Fe3C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Fe3C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：
（注：
指数为负值，则指数分子↓，或分母↑都是此项的值↑）
（2-1）
式中，C’——常数
Q——扩散激活能
TA——A形成温度
K——波耳兹曼常数
*——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-Fe3C状态图知，随温度升高，一方面与Fe3C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
反映的是原子扩散能力。
随温度T升高，Q不变，故
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
反映的是自由能焓差值
对形核的作用。
式中，
——A与旧相的界面能（或者比界面能）
——单位体积A与P之间自由能之差
A’——常数
当T↑时，
↑，使
↓，则
↑
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Fe3C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Cγ-Fe3C-Cα-γ（A内的浓度差）导出A向F和向Fe3C推移的线长大速度为：
式中，K——比例常数
——C在A中的扩散系数
——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
及
，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，
扩散系数
呈指数增加，
因A内浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ增大而增大，
界面两侧碳浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ及6.67-Cr-Fe3C均减小，即（2-2）（2-3）式中随温度升高，分子↑，分母↓，故其值Vγ-α、Vγ-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Fe3C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Fe3C中的推移速度
即A相界面向F中的推移速度比向Fe3C中的推移速度快14.8倍。
但是一般片状P中F的片厚仅比Fe3C片厚大7倍，所以，A等温形成时，总是F先消失，αγ转变结束后，还含有相当数量的剩余Fe3C未完全溶解，还需要经过剩余Fe3C溶解和A均匀化过程才能获得成分均匀的A。
（Vαγ/VαFe3C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，Fe3C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Fe3C时，A形成速度均比粒状Fe3C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
升级会员 