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金属热处理原理分析

金属热处理原理

绪论

一、研究的内容和任务

金属热处理原理是以金属学原理为基础，着重研究金属及合金固态相变的基本原理和热处理组织与性能之间关系的一门课程。

金属学原理：

着重讨论的是金属及合金的本质及影响因素、缺陷及其交互作用和它们对性能的影响、状态图、塑性变形、回复、再结晶等等。

热处理原理：

着重讨论的是金属及合金在固态下的相变规律、影响因素、动力学、非平衡转变，以及在热处理中的应用，研究热处理组织和性能之间的关系等等。

金属材料从服役条件出发，选择什么样的材料、如何对材料进行处理，在使用和处理过程中会出现什么问题，如何解决出现的问题，最终可能得到什么样的性能，如何改进现有材料、挖掘其潜力，试制新材料等，无不与热处理原理有着密切的关系。

固态金属（包括纯金属及合金）在温度和压力改变时，组织和结构会发生变化，这种变化统称为金属固态相变。

金属中固态相变的类型很多，有的金属在不同的条件下会发生几种不同类型的转变。

掌握金属固态相变的规律及影响因素，就可以采取措施控制相变过程，以获得预期的组织，从而使其具有预期的性能。

对于金属材料常用的措施就是特定加热和冷却，也就是热处理。

二、热处理发展概况

人们在开始使用金属材料起，就开始使用热处理，其发展过程大体上经历了三个阶段。

1、民间技艺阶段

根据现有文物考证，我国西汉时代就出现了经淬火处理的钢制宝剑。

史书记载，在战国时期即出现了淬火处理，据秦始皇陵开发证明，当时已有烤铁技术，兵马俑中的武士佩剑制作精良，距今已有两千多年的历史，出土后表面光亮完好，令世人赞叹。

古书中有“炼钢赤刀，用之切玉如泥也”，可见当时热处理技术发展的水平。

但是中国几千年的封建社会造成了贫穷落后的局面，在明朝以后热处理技术就逐渐落后于西方。

虽然我们的祖先很有聪明才智，掌握了很多热处理技术，但是把热处理发展成一门科学还是近百年的事。

在这方面，西方和俄国的学者走在了前面，新中国成立以后，我国的科学家也作出了很大的贡献。

2、技术科学阶段（实验科学）—金相学

此阶段大约从1665年1895年，主要表现为实验技术的发展阶段。

1665年：

显示了Ag—Pt组织、钢刀片的组织；

1772年：

首次用显微镜检查了钢的断口；

1808年：

首次显示了陨铁的组织，后称魏氏组织；

1831年：

应用显微镜研究了钢的组织和大马士革剑；

1864年：

发展了索氏体；

1868年：

发现了钢的临界点，建立了Fe—C相图；

1871年：

英国学者T.A.Blytb著“金相学用为独立的科学”在伦敦出版；

1895年：

发现了马氏体；

3、建立了一定的理论体系—热处理科学

“S”，曲线的研究，马氏体结构的确定及研究，K—S关系的发现，对马氏体的结构有了新的认识等，建立了完整的热处理理论体系。

第一章钢在加热和冷却时的转变

§1—1概述

一、热处理及其作用

热处理是将钢在固态下加热到预定的温度，保温一定的时间，然后以预定的方式冷却到室温的一种热加工工艺。

其工艺曲线如图7．1所示。

热处理的作用：

改善材料工艺性能和使用性能，充分挖掘材料的潜力，延长零件的使用奉命，提高产品质量，节约材料和能源。

此外，还可以消除材料经铸造、锻造、焊接等热加工工艺造成的各种缺陷、细化晶粒、消除偏析、降低内应力，使组织和性能更加均匀。

最终热处理：

在生产过程中，工件经切削加工等成形工艺而得到最终形状和尺寸后，再进行的赋予工件所需使用性能的热处理称为最终热处理。

预备热处理：

热加工后，为随后的冷拔、冷冲压和切削加工或最终热处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。

二、钢临界温度

1、Fe—Fe3C相图上的临界温度

共析钢：

PSK线（A1）γ→P（α+Fe3C）

亚共析钢：

原始组织F+PPSK线（A1）P→γGS线（A3）F→γ

过共析钢：

原始组织Fe3CF+PPSK线（A1）P→γES线（Acm）Fe3C溶入γ

2、实际加热、冷却条件下的临界温度

实际加热奥氏体的形成总是在一定过热条件下发生的，因此，相变开始的温度必然会偏离相图上的平衡临界温度，加热时偏向高温，而冷却时偏向低温，称为“滞后”，随着加热（冷却）速度增加奥氏体形成温度偏离平衡点越远，如图所示。

通常加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm；冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm。

§1—2钢在加热时的转变

钢的热处理种类很多，其中除淬火后的回火，消除应力的退火等少数热处理外，均需加热到钢的临界以上，使钢部分或全部转变为奥氏体，然后再以适当的冷却速度冷却，使奥氏体转变为一定的组织并获得所需的性能。

钢在加热过程中，由加热前的组织转变为奥氏体被称为钢的加热转变功奥氏体化过程。

由加热转变所得的奥氏体组织状态，其中包括奥氏体晶粒的大小、形状、空间取向、亚结构、成分及其均匀性等，均将直接影响在随后的冷却过程中所发生的转变及转变所得产物和性能。

因此，弄清钢的加热转变过程，即奥氏体的形成过程是非常重要的。

一、奥氏体形成的热力学条件

从Fe—Fe3C状态图可知，珠光体被加热到A1（727℃）以上时将转变为奥氏体。

这是因为珠光体与奥氏体的自由能均随温度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于某一温度，该交点所对应的温度即A1（727℃）。

图1-1是珠光体、奥氏体的自由能与温度的关系。

高于A1（727℃）时，奥氏体的自由能低于珠光体的自由能，珠光体将转变为奥氏体。

转变的驱动力即珠光体与奥氏体的体积自由之差ΔGV。

奥氏体形成时系统总的自由能变化为

ΔG=ΔGV+ΔGS+ΔGe

式中：

ΔGV为新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差；ΔGS为形奥氏体时所增加的界面能；ΔGe为形成奥氏体时所增加的应变能。

其中ΔGV是奥氏体转变的驱动力，ΔGS与ΔGe是相变的阻力。

因为奥氏体在高温下形成，ΔGe一项较小，相变的主要阻力是ΔGS。

从能量方程可以看出：

当T0ΔG>0珠光体不能转变为奥氏体；

当T=T0时，ΔGV=GA-GP=0ΔG>0珠光体不能转变为奥氏体；

当T>T0时，ΔGV=GA-GP<0ΔG<0珠光体有可能转变为奥氏体；

因此奥氏体形成的热力学条件是：

必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才能形成。

只有当珠光体与奥氏体的体积自由能之差能克服界面能和应变能时，珠光体向奥氏体转变才能使系统向低能状态转变，奥氏体才能自发地形成。

二、奥氏体的形成过程

（一）奥氏体的结构、组织和性能

1、奥氏体的结构

奥氏体是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体。

在合金钢中，除了碳原子外，溶于γ-Fe中的还有合金元素原子。

（1）碳原子在点阵中的位置

X射线结构分析证明，碳原子位于γ-Fe八面体间隙位置中心，即面心立方点阵晶胞的中心或棱边的中点，如图1-2所示。

假如每一个八面体中心容纳一个碳原子，则碳的最大溶解度应为20%（重量%）。

但实际上碳在γ-Fe中的最大溶解度仅2.11%（重量%）。

这是因为γ-Fe的八面体间隙半径仅5.2×10-2nm（0.52Å），小于碳原子的半径7.7×10-2nm（0.77Å），碳原子的溶入将使八面体发生膨胀而使周围的八面体中心的间隙减小。

因此不是所有的八面体中心均能容纳一个碳原子。

（2）碳原子在奥氏体中的分布

碳原子在奥氏体的分布是不均匀的，存在着浓度起伏。

奥氏体中碳的分布是呈统计均匀的。

用统计理论计算结果表明，在含碳0.85%的奥氏体中可能存在大量比平均碳浓度高八倍的微区，相当于渗碳体的碳含量。

（3）碳含量与点阵常数的关系

碳原子的溶入使的γ-Fe点阵发生畸变，点常数增大。

溶入的碳愈多，点阵常数愈大。

如图1-3所示。

2、奥氏体的组织

在一般的情况下奥氏体的组织是由多边形的等轴晶粒所组成，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。

如图1-4所示。

3、奥氏体的性能

Fe-C合金中的奥氏体在室温下是不稳定相。

但是在Fe-C合金中加入足够数量的能扩大γ相区的元素，可使奥氏体在室温，甚至在低温成为稳定相。

因此，奥氏体可以是钢在使用时的一种重要组织形态。

以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢。

（1）磁性：

奥氏体具有顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁钢。

（2）比容：

在钢的各种组织中，奥氏体的比容最小。

可利用这一点调整残余奥氏体的量，以达到减少淬火工件体积变化的目的。

（3）膨胀：

奥氏体的线膨胀系数比铁素体和渗碳体的平均线膨胀系数高出约一倍。

故奥氏体钢也可被用来制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。

（4）导热性：

除渗碳体外，奥氏体的导热性最差。

因此，为避免热应力引起的工件变形，奥氏体不可采用过大的加热速度加热。

（5）力学性能：

奥氏体具有高的塑性、低的屈服强度，容易塑性变形加工成形。

因为面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，至密度高，其中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，从而使其热强性好。

故奥氏体可作为高温用钢。

（二）奥氏体的形成过程

以共析钢为例说明奥氏体的形成过程。

从珠光体向奥氏体转变的转变方程，

α+Fe3C→γ

C%0.02186.690.77

晶格类型体心立方复杂斜方面心立方

我们可以看出：

珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改组，碳原子的扩散和渗碳体的溶解。

实验证明珠光体向奥氏体转变符合一般的相变规律，是一个晶核的形成和晶核长大过程。

共析珠光体向奥氏体转变包括奥氏体晶核的形成、晶核的长大、残余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化等四个阶段。

1、奥氏体的形核

（1）形核条件

奥氏体晶核的形成条件是系统的能量、结构和成分起伏。

（2）形核部位

奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成，此外，在珠光体团的边界，过冷度较大时在铁素体内的亚晶界上也都可以成为奥氏体的形核部位。

在铁素体和渗碳体相界上优先形核的原因，可做如下的解释：

界面两侧两相的碳含量相差很大（0.0218%和6.69%），因此在界面上碳浓度分布很不均匀，比较容易满足成分起伏；界面两侧晶体结构相差较大，原子排列不规则，原子的活动能力较强，比较容易满足结构起伏；界面上原子排列不规则，位错等晶体学缺陷密度较大，处于能量较高的状态，比较容易满足能量起伏，同时新相晶核形成时，可以使部分晶体学缺陷消失，使系统的能量进一步下降，因此在相界面处是奥氏体形核的首选位置。

2、奥氏体的长大

奥氏体晶核形成后便开始长大。

奥氏体长大的机制可做如下的解释。

在AC1以上某一t1形成一奥氏体晶核。

奥氏体晶核形成之后，将产生两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面，另一个是奥氏体与铁素体相界面。

为讨论问题的方便，我们假定两个相界面都是平直的（参见图1-5）。

根据Fe-Fe3C 相图可知，奥氏体与铁素体相邻的边界处的碳浓度为Cγ-α，奥氏体与渗碳体相邻的边界处的碳浓度为Cγ-c。

此时，两个边界处于界面的平衡状态，这是系统自由能最低的状态。

由于Cγ-c>Cγ-α，因此，在奥氏体出现碳的浓度梯度，从而引起碳在奥氏体中由高浓度向低浓度的扩散，使奥氏体内部的碳的分布驱于均匀分布，即使奥氏体与铁素体相邻的边界处碳浓度升高，而奥氏体与渗碳体相邻的边界处碳浓度降低。

从而破坏了相界面处的碳浓度平衡，使系统自由能升高。

为了恢复平衡，渗体体势必溶入奥氏体，使它们相邻界面的碳浓度恢复到Cγ-c，与此同时，另一个界面上将发生铁素体向奥氏体的晶格改组，使其相邻边界的碳浓度恢复到Cγ-α，从而恢复界面的平衡，降低系统的自由能。

这样相当于奥氏体的晶核分别向渗碳体和铁素体中推移，奥氏体晶核得以长大。

由于界面处碳浓度的恢复又增加了奥氏体中的碳浓度分布梯度，又会引起碳在奥氏体中的扩散，破坏界面处碳浓度的平衡，引起渗碳体的溶解和铁素体的转变，再次恢复平衡。

此过程循环往复地进行，奥氏体便不断地向铁素体和渗碳体中长大。

直到将铁素体和渗碳体消耗完了奥氏体晶核的长大结束。

由图1-5，在铁素体内，铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体两个相界面之间也存在着碳浓度差Cα-c-Cα-γ，因此，当碳在奥氏体中进行扩散的同时，在铁素体中也进行着扩散。

扩散的结果，也将促进铁素体向奥氏体的转变，从而促进奥氏体的长大。

3、剩余渗碳体的溶解

实验表明在珠光体向奥转变过程中，铁素体和渗碳体并不是同时消失，而总是铁素体首先消失，将有一部分渗碳体残留下来。

这部分渗碳体在铁素体消失后，随着保温时间的延长或温度的升高，通过碳原子的扩散不断溶入奥氏体中。

一旦渗碳体全部溶入奥氏体中，这一阶段便告结束。

为什么铁素体和渗碳体不能同时消失，而总有部分渗碳体剩余？

按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。

所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残留碳化物才能逐渐溶解。

碳化物溶入A的机理，现在还不十分清楚，有人认为是通过碳化物中的碳原子向奥氏体中扩散和Fe原子向贫碳的渗碳体区扩散，以及Fe3C向A晶体点阵改组来完成的。

4、奥氏体成分均匀化

珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布是不均匀的。

原来为渗碳体的区域碳含量较高，而原来是铁素体的区域，碳含量较低。

这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。

因此，只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。

以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下图形象地表示出来。

5、奥氏体非扩散形成简介

（1）无扩散形核，扩散长大；

（2）铁素体全部以无扩散方式转变为低碳的奥氏体；

（3）最近的研究成果：

铁素体向奥氏体转变直接受加热速度控制，快速加热可以为无扩散形核，而缓慢加热则以扩散方式形成。

三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学）

相变的动力学研究的是：

转变温度、转变量和转变时间的关系。

奥氏体形成动力学可分为等温形成动力学和连续加热形成动力学。

（一）奥氏体等温形成动力学

等温形成动力学即在一定温度下的转变量和转变时间的关系（即在一定温度下的转变速度）。

研究表明，奥氏体的形成速度决定于奥氏体的形核率和晶核的线长大速度，它受钢的成分、原始组织状态、等温温度等条件的影响。

1、奥氏体等温形成动力学曲线

（1）共析碳钢奥氏体等温形成图

试样：

厚2mm左右，直径约为10mm的小圆片；

原始状态：

每个试样均有相同的原始组织状态；

温度：

在AC1以上设定不同的温度，如730℃、745℃、765℃、……；

时间：

在每个温度下保持一系列时间，如1S、5S、10S、20S、……；

冷却：

在盐水中急冷到室温；

观察：

在显微镜下测出试样中马氏体的数量（相当于高温下奥氏体的数量）；

做图：

做出每个温度下奥氏体形成量和保温时间的关系曲线，即得到了奥氏体等温形成的动力学曲线。

为方便，通常把不同温度下转变转变相同数量所需时间，综合在温度和时间坐标系内，这样就得到了奥氏体等温形成图。

上图只表示了珠光体向奥氏体转变刚刚完成的情况，实际上，此时钢中仍有部分残留碳化物存在，还需要保温一段时间后才能使碳化物完全溶解，碳化物溶解完了之后，还需

要保持一段时间后才能使奥氏体成分均匀。

（2）奥氏体等温形成的特点

①在高于AC1温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定时间后，才开始形成。

温度越高，所需时间越短。

通常称为孕育期。

孕育期：

从保温开始到转变开始的这段时间称为孕育期。

孕育期的实质是相变的准备阶段，是所有扩散型相变的共同特点。

②奥氏体形成速度在整个过程中是不同的，开始时速度较慢，以后逐渐加快；在转变量达到50%时，转变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。

③温度越高，奥氏体形成所需的全部时间越短，即奥氏体的形成速度越快。

换言之，随温度升高，奥氏体形成始终是加速的。

④在奥氏体刚刚形成后，还需一段时间使残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化。

（3）过共析和亚共析碳钢奥氏体等温形成图

①过共析碳钢：

原始组织为P+Cem，且P的数量随钢的C%增加而减少。

②亚共析碳钢：

原始组织为P+F，且P的数量随钢的C%增加而增加。

对于这类钢，当加热到AC1以上某一温度，珠光体转变为奥氏体后，如果保温时间不太长，可能有部分铁素体或渗碳体被残留下来。

对于含碳量比较高的亚共析钢，在AC1以上，当铁素体全部转变为奥氏体后不久，有可能仍有部分碳化物残留。

2、奥氏体等温形成动力学的分析

奥氏体等温形成动力学图示出的温度升高奥氏体形成速度加快的规律，是由于随着温度升高奥氏体的形核率和长大速度均增加的缘故。

有人做过试验，把奥氏体的形成温度从740℃提高到800℃时，奥氏体的形核率N增加270倍，而长大速度G增加了80倍。

因此，随着温度升高，奥氏体形成速度迅速增加。

（1）奥氏体的形核率

研究指出，在奥氏体均匀形核条件下，形核率N和温度之间的关系可以表示为：

Cˊ-常数；Q-扩散激活能；T-绝对温度；K-波尔茨曼常数；

W-临界形核功，在忽略应变能时，

Aˊ-常数；σ-奥氏体与旧相的界面能；

ΔGV-奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差；

1）因温度升高，形核率N以指数关系迅速增加；

2）因ΔGV随温度升高而增大，使W减小，使N进一步增大；

3）随温度升高原子扩散速度加快，不仅有利于铁素体向奥氏体点阵改组，而且也促进渗碳体溶解，这也加速奥氏体的形核；

4）随温度升高铁素体的C%沿QP线增加，另一方面奥氏体在铁素体中形核时所需的碳浓度沿SG而降低，结果减小了奥氏体形核所需要的碳的浓度起伏，促进奥氏体的形核。

（2）奥氏体晶体的长大速度G

奥氏体晶体的长大速度，实质上就是奥氏体的相界面向铁素体和渗碳体中推移速度的总和。

它首先取决于碳在奥氏体中的扩散速度和浓度梯度，其次取决于铁素体向奥氏体点阵改组的速度，即铁原子的自扩散速度。

关于奥氏体晶体的长大速度，有不少研究者利用扩散规律导出一些计算公式，具有代表性的如下：

……碳在铁素体和奥氏体中的扩散系数；

……铁素体和奥氏体界面处碳在铁素体和奥氏体中的浓度梯度；

……奥氏体与铁素体相界面间的碳浓度差。

负号表示下坡扩散。

由于碳在铁素体中的浓度梯度很小，故可以近似把

看作是0。

上式可以改写为：

利用碳在渗碳体中的浓度梯度等于零的特点，可得界面向渗碳体中推移的速度表达式：

……渗碳体与奥氏体相界面间的碳浓度差。

……碳在奥氏体中的浓度梯度；

通过对上式的分析，不难得出，升高温度总是使奥氏体晶体长大速度加快的。

1）温度升高，扩散系数D（

）增大，同时奥氏体的两相界面之间碳浓度差Cr-cem-Cr-a增加，增大了碳在奥氏体中的浓度梯度，从而使奥氏体的长大速度加快；

2）温度升高，在铁素体中有利于奥氏体形核的部位增加，原子的扩散距离相对缩短了，同样有利于奥氏体的长大；

3）温度升高，奥氏体与铁素体相界面处的碳浓度差Cr-a-Ca-r以及渗碳体与奥氏体相界面处的碳浓度差Ccem-r-Cr-cem均减小，因此也会加速奥氏体晶体长大。

综上所述：

奥氏体形成时，升高温度（或增加过热度）始终是有利于奥氏体形成的，所以加热温度越高，奥氏体形成的孕育期以及整个相变过程所需时间越短，即奥形成速度越快。

换言之：

随温度的升高（或过热度的增大）奥氏体的形成是加速的。

3、影响奥氏体形成速度的因素

（1）温度

温度升高，奥氏体形成速度加快。

在各种影响因素中，温度的作用最为强烈，因此控制奥氏体的形成温度十分重要。

（2）碳含量

钢中碳含量越高，奥氏体的形成速度越快。

C%增加原始组织中碳化物数量增多，增加了铁素体与渗碳体的相界面，增加了奥氏体的形核部位，同时碳的扩散距离相对减小。

（3）原始组织的影响

如果钢的化学成分相同，原始组织中碳化物的分散度越大相界面越多，形核率便越大；珠光体片间距离越小，奥氏体中碳浓度梯度越大，扩散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子扩散距离缩短，奥氏体晶体长大速度增加。

（4）合金元素的影响

1）合金钢中奥氏体形成的特点

合金钢中的奥氏体形成规律与碳素钢的相同，奥氏体形成机理并不发生变化。

但是，由于合金元素的加入，可以改变碳化物的稳定性，可以影响碳在奥氏体中的扩散系数。

关于合金元素对奥氏体形成速度的影响可以从以下几个方面来说明：

①通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度

强碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奥氏体中扩散系数，推迟珠光体转变为奥氏体；非碳化物形成元素Co、Ni等增大碳在奥氏体中的扩散系数，使奥氏体形成速度加快；Si、Al等对碳原子的扩散系数影响不大，因此对奥氏体的形成无明显的影响。

②合金元素通过改变碳化物稳定性影响奥氏体的形成速度

通常使碳化物稳定提高的元素，将延缓奥氏体的形成。

钢中加入W、Mo和其它强碳化物形成元素，由于在钢中可以形成稳定性极高的特殊类型的碳化物，加热时不易溶解，将使奥氏体形成速度减慢。

下面以Cr元素来说明。

Cr含量为2%及6%时，延缓奥氏体的形成，但Cr含量为11%时，奥氏体形成速度反而比6%时快。

原因如下：

2%Cr时形成较稳定的不易溶解的（FeCr）3C，延缓奥氏体的形成；

6%Cr时形成更稳定的不易溶解的（FeCr）7C3，延缓奥氏体的形成；

11%Cr时形成含碳较少、较易溶解、稳定性较低的碳化物（FeCr）23C6，一方面（FeCr）23C6较不稳定，另一方面C%相同时可以形成更多的碳化物，从而使相界面面积增加，这些都会加速奥氏体的形成。

③对临界点的影响

合金元素的加入改变了临界点A1、A3、Acm的位置，并使它们成为一个温度范围，当温度一定时，临界点的变化相当于过热度的改变。

Ni、Mn、Cu等降低A1温度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1温度。

④合金元素通过对原始组织的影响也影响奥氏体的形成速度

Ni、Mn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。

2）合金钢中奥氏体均匀化

钢中的合金元素在原始组织各相中（F和Cem）分配是不均匀的，在退火状态下，碳化物形成元素主要集中在碳化物中，而非碳化物形成元素则主要集中在铁素体中，合金元素这种不均匀分布，一直到碳化物溶解完毕后，还显著地保留在钢中，这样合金钢奥氏体形成后，除了碳的均匀化外，还要进行合金元素的均匀化。

在其它条件相同的情况下，合金元素在奥氏体中的扩散速度比碳在奥氏体中的扩散速度小100-10000倍。

此外，碳化物形成元素还会减小碳在奥氏体中的扩散速度，这将降低碳的均匀化速度，因此，合金钢均匀化所需时间常常比碳钢长得多。

（二）连续加热时奥氏体的形成

工件实际热处理时，在绝大多数（如高频感应加热、火焰表面加热、高温盐浴加热等）情况下，奥氏体的形成是属于非等温或连续加热转变。

奥氏体形成时将吸收热量，转变开始后，如果供给工件的热量等于转变所消耗的热量，工件所取得的热量均用于奥氏体的形成，温度不再升高，转变在恒温下进行。

相反如果供热大于转变所需热量，此时除转变所需热量，多余的热量将使工件的温度继续升高，故在转变进行的同时，温度还在继续升高，此时转变是在温度不断升高的条件进行的。

实验表明连续加热时奥氏体形成的基本过程和等温转变相似，也是由奥氏体的形成、残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化三个阶段组成。

现已证明，影响这些过程的因素也大致与等温形成时相同。

但是，因为奥氏体的形成是在连续加热条件下进行的，所以要相变动力学及相变机理上常会出现若