將共析鋼加熱到臨界點(diǎn)Ac1以上，發(fā)生共析反應(yīng)，珠光體就轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，即P→A或F+Fe₃C→A。

在這個(gè)轉(zhuǎn)變過(guò)程中，由于各相的碳含量不同，晶格類型不同，所以面臨著碳的重新分布和晶格類型的重建兩個(gè)問(wèn)題。

首先，鐵素體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)極低，最大不超過(guò)0.0218%，而滲碳體中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)卻高達(dá)6.67%，當(dāng)這兩個(gè)碳濃度相差極大的相溶合在一起成為一個(gè)相的時(shí)候，碳濃度必然有一個(gè)均勻化的過(guò)程。

其次，奧氏體、鐵素體及滲碳體的晶格類型不同，鐵素體為體心立方晶格，奧氏體為面心立方晶格，而滲碳體為復(fù)雜斜方結(jié)構(gòu)，在奧氏體形成過(guò)程中舊的晶格必然要被新的晶格所代替。

奧氏體形成的過(guò)程與其他相變過(guò)程一樣，同樣遵循成核和長(zhǎng)大這一普遍規(guī)律。

奧氏體的形成過(guò)程可以分為奧氏體成核、奧氏體晶核長(zhǎng)大、未溶滲碳體溶解和奧氏體均勻化四個(gè)階段，見圖1。

(1)奧氏體成核

奧氏體的晶核首先在鐵素體和滲碳體的相界面處形成，在這里兩相的成分極不均勻，碳濃度相差懸殊，使擴(kuò)散容易進(jìn)行。晶格的類型也不同，在727℃以上，面心立方晶格的奧氏體比體心立方晶格的珠光體具有較低的自由能，處于奧氏體狀態(tài)更穩(wěn)定。

圖1 共析鋼奧氏體的形成過(guò)程示意圖

a)奧氏體成核  b）奧氏體晶核長(zhǎng)大  c）未溶滲碳體溶解  d）奧氏體均勻化

(2)奧氏體晶核長(zhǎng)大

奧氏體晶核形成后，便在舊的相界面上產(chǎn)生了兩個(gè)新的相界面，這就是奧氏體與鐵素體的相界面和奧氏體與滲碳體的相界面。依靠這兩個(gè)新的相界面，原子、晶核不斷地向鐵素體和滲碳體內(nèi)部推移，一方面通過(guò)能量轉(zhuǎn)換將鐵素體的體心立方晶格重建為面心立方晶格。另一方面，通過(guò)原子擴(kuò)散，將滲碳體的碳原子溶入已生成的奧氏體中，晶核不斷長(zhǎng)大直至各奧氏體晶?；ハ嘟佑|，成為單一的奧氏體相。

(3)未溶滲碳體溶解

在奧氏體形成的過(guò)程中，一方面由于鐵素體和奧氏體為同素異構(gòu)體，另一方面由于滲碳體的晶體結(jié)構(gòu)與奧氏體有很大的差別，碳含量也比奧氏體高出很多，所以鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變優(yōu)先于滲碳體碳原子向奧氏體擴(kuò)散。在奧氏體完全形成的初期，仍有部分未完全溶解的滲碳體存在，這些殘留的滲碳體還需要經(jīng)過(guò)一段時(shí)間才能完全溶解。

(4)奧氏體均勻化

殘留滲碳體在奧氏體中完全溶解后，奧氏體中原來(lái)為鐵素體的部分碳含量較低，原來(lái)為滲碳體的部分碳含量則較高，奧氏體的成分并不完全均勻。需要經(jīng)過(guò)一段時(shí)間，使碳原子充分地?cái)U(kuò)散，達(dá)到奧氏體的均勻化。

亞共析鋼的室溫組織為鐵素體和珠光體，當(dāng)加熱到Ac1時(shí)，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。隨著溫度的升高，鐵素體不斷溶于奧氏體中，當(dāng)溫度升高到Ac3時(shí)，鐵素體完全溶解，形成單一的奧氏體。

過(guò)共析鋼的室溫組織為珠光體和二次滲碳體，當(dāng)加熱溫度達(dá)到Ac1時(shí)，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，隨著溫度的不斷升高，二次滲碳體逐漸溶于奧氏體中。當(dāng)溫度升高到Accm時(shí)，二次滲碳體溶解完畢，得到完全的奧氏體。

在實(shí)際應(yīng)用中，共析鋼和亞共析鋼為了保證鋼完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，通常都加熱到Ac1和Ac3以上溫度。過(guò)共析鋼多用于工具、模具等，要求具有高的硬度和耐磨性。而滲碳體正好具有這些特性。為了保留滲碳體，往往不加熱到Accm以上。此外，二次滲碳體完全溶于奧氏體后，會(huì)使晶粒迅速長(zhǎng)大，或形成網(wǎng)狀滲碳體，還會(huì)使鋼冷卻后的組織粗大，力學(xué)性能變壞，影響使用。保溫時(shí)間的設(shè)定，一方面是為了保證在加熱過(guò)程中零件心部和表面的溫度達(dá)到一致；另一方面也為了使奧氏體的均勻化進(jìn)行得更為充分，以保證冷卻后所得的組織和性能均勻一致。