奥氏体转变[谷风参考]
奥氏体等温转变PPT课件
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珠光体转变
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珠光体转变
随着过冷度的不同，片层间距和厚薄也不同,又细分为珠光体、索氏体和托氏13 体.
⑴ 珠光体： 形成温度为A1-650℃，片
层较厚（d>4μm），500 倍光镜下可辨，用符号P表 示.
三维珠光体如同放在水中的包心菜
光镜下形貌
电镜下形貌
上贝氏体
根据其组织形态不同， 贝氏体又分为上贝氏体 (B上)和下贝氏体(B下).
下贝氏体
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贝氏体转变过程
贝氏体转变也是形 核和长大的过程。
发生贝氏体转变时, 首先在奥氏体中的 贫碳区形成铁素体 晶核，其含碳量介 于奥氏体与平衡铁 素体之间，为过饱 和铁素体。
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2019/10/25
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⑵ 索氏体
电镜形貌
形成温度为650-600℃, 片层较薄(0.2~0.4μm)， 800-1000倍光镜下可辨， 光镜形貌 用符号S 表示。 15
⑶ 托氏体 形成温度为600-550℃，片层极薄(<0.2μm)，电
镜下可辨，用符号T 表示。
电镜形貌
光镜形貌
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珠光体
索氏体
托氏体
孕育期最小处称C 曲线的“鼻尖”。 碳钢鼻尖处的温度 为550℃。
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在鼻尖以上, 温度较高， 相变驱动力小.
在鼻尖以下，温度较低， 扩散困难。从而使奥氏 体稳定性增加。
随过冷度不同，过冷 奥氏体将发生高温 （珠光体）转变、中 温（贝氏体）转变和 低温（马氏体）转变 三种类型转变:
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过冷奥氏体的高温（珠光体）转变 在 A1到 550℃间，原子的扩散能力较强，
即使冷却到Mf 点，也 不可能获得100%的马
奥氏体等温转变
上贝氏体 贝氏体组织的透射电镜形貌
下贝氏体
过冷奥氏体的低温（ 马氏 体）转变 当奥氏体过冷到Ms以下将 转变为马氏体类型组织。
1）马氏体的晶体结构
碳在-Fe中的过饱和固溶
体称马氏体，用M表示。
马氏体转变时，奥氏体中 的碳全部保留到马氏体中.
核和长大的过程。
发生贝氏体转变时, 首先在奥氏体中的 贫碳区形成铁素体 晶核，其含碳量介 于奥氏体与平衡铁 素体之间，为过饱 和铁素体。
当转变温度较高（550-350℃) 时，条片状铁素体从 奥氏体晶界向晶内平行生长，随铁素体条伸长和变 宽，其碳原子向条间奥氏体富集，最后在铁素体条 间析出Fe3C短棒，奥氏体消失，形成B上 。
珠光体转变是扩散型转变。
珠光体转变
珠光体转变
随着过冷度的不同，片层间距和厚薄也不同,又细分为珠光体、索氏体和托氏体.
⑴ 珠光体： 形成温度为A1-650℃，片
层较厚（d>4μm），500倍 光镜下可辨，用符号P表示.
三维珠光体如同放在水中的包心菜
光镜下形貌
电镜下形貌
⑵ 索氏体
在 A1到 550℃间，原子的扩散能力较强，容 易在奥氏体晶界上长生高碳的渗碳体晶核和低碳 的铁素体晶核，为扩散性转变。产物主要为珠光 体类型组织，它是铁素体与渗碳体片层相间的机 械混合物
珠光体转变过程 珠光体转变也是形核和长大的过程。渗碳体晶核首
先在奥氏体晶界上形成，在长大过程中，其两侧奥 氏体的含碳 量下降，促 进了铁素体 形核，两者 相间形核并 长大，形成一个珠光体团。
孕育期最小处称C 曲线的“鼻尖”。 碳钢鼻尖处的温度 为550℃。
简述奥氏体连续冷却转变过程
奥氏体连续冷却转变过程1. 引言在材料科学领域，奥氏体连续冷却转变（Continuous Cooling Transformation，CCT）是一种重要的研究对象。
奥氏体连续冷却转变过程描述了材料在连续冷却条件下从高温相转变为奥氏体相的过程。
本文将对奥氏体连续冷却转变过程进行全面、详细、完整且深入地探讨。
2. 奥氏体和连续冷却转变2.1 奥氏体奥氏体是一种晶体结构，具有面心立方结构。
它是钢铁中最常见的组织之一，具有良好的机械性能和韧性。
奥氏体的形成与冷却速率密切相关。
2.2 连续冷却转变连续冷却转变是指材料在不同冷却速率下的相变过程。
当材料从高温相开始冷却时，其组织结构会发生变化，最终形成奥氏体。
3. 奥氏体连续冷却转变曲线奥氏体连续冷却转变曲线描述了材料从高温相到奥氏体相的转变过程。
该曲线通常由实验得到，可以用于预测和控制材料的组织结构。
3.1 实验方法实验方法包括等温转变试验和连续冷却转变试验。
连续冷却转变试验是通过将材料加热到高温相，然后以不同的冷却速率进行冷却，最后对样品进行金相观察和分析。
3.2 曲线特征奥氏体连续冷却转变曲线通常包括起始转变温度、转变时间和转变曲线形状等特征。
曲线形状可以分为S型曲线、C型曲线和T型曲线等。
4. 奥氏体连续冷却转变机理奥氏体连续冷却转变的机理涉及相变动力学和热力学等方面。
主要机理包括核化、生长和共析等过程。
4.1 核化核化是指相变开始的过程，即奥氏体晶核的形成。
核化速率受到冷却速率和过冷度的影响。
4.2 生长生长是指奥氏体晶核在冷却过程中逐渐长大和扩张的过程。
生长速率与温度和晶体结构有关。
4.3 共析共析是指奥氏体晶体与其他相共同存在的过程。
共析现象与合金元素的含量和相互作用有关。
5. 奥氏体连续冷却转变的应用奥氏体连续冷却转变在材料加工和热处理过程中具有重要的应用价值。
5.1 材料设计通过控制奥氏体连续冷却转变过程，可以设计出具有特定组织结构和性能的材料。
奥氏体转变
（面心立方 Face Centered Cubic）
奥氏体的单胞
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域
GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线 PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中的最大 溶 解 度 为 2.11wt% (10at%)
① 起始晶粒度 ---- 奥氏体形成刚结束， 其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大 小。起始晶粒一般很细小，大小不均， 晶界弯曲。
② 实际晶粒度 ---- 钢经热处理后所获得 的实际奥氏体晶粒大小。
③ 本质晶粒度 ---- 表示钢在一定加热条件下奥 氏体晶粒长大的倾向性。
在 930±10℃，保温3~8小时后测定：
第一章 奥氏体相变
§1、A形成概述
返回
一. 奥氏体形成的热力学条件
∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd
S――新相表面积； б――新相单位表面积界面能； V――新相体积； ε――新相单位体积的应变能
- ∆Gd ---- 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低 相变必须在一定的过热度∆T 下 ， 使 得 ∆GV <0， 才 能 得 到 ∆ G<0 。 所 以 相 变 必 须 在 高 于 A1 的某一温度下才能发生。
（1）奥氏体的形核 形核的成分、结构条件
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
复杂斜方
γ 0.77 FCC
形核位置
鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：
①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的 自由能降低，有利于相变对能量的要求。
1-奥氏体转变
奥氏体线长大速度
dC 1 1 GD ( ) dx C C K
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼乌斯方程(Arrhenius) G ---- 长大线速度，单位 mm/s dC/dx——A中C的浓度梯度 温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
奥氏体晶核的长大速度 dC 1 dC 1 G G G k D D dx C dx C k
dC 1 1 D ( ) dx C C K ( 2 2)
பைடு நூலகம்相图
Q KTA G* KTA
式中:
C’ ---- 常数
∆G* ---- 临界形核功 Q ---- 扩散激活能
I C 'e
*e
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K T ---- 绝对温度 N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s) 与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。 温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
在A1温度（727℃）： α C% 结构 + Fe3C 6.69 复杂斜方 γ 0.77 FCC
0.0218 BCC
形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： ①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的 自由能降低，有利于相变对能量的要求。
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm 冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时， Fe-C相图中临界点的移动
奥氏体转变优秀课件
(2 6)
比界面能
R 球面曲率半径，如为平
图2-12 球面晶界长 大驱动力示意图
直晶界，R ，P 0。
(2) 晶界迁移阻力
第二相粒子—晶界迁移阻力
晶界向右迁移时，奥氏 体晶界面积将增长，所受 旳最大阻力为：
Fmax
3 f
2r
(2 7)
f 第二相微粒的体积分数 图2-19 Zener微粒钉
消除、预防组织遗传性旳措施： 进行中间处理 安排合适旳中间正火或退火； 对于遗传性很强旳钢种，可作两次以上旳退火或“正火十
退火”。
屡次高温回火处理。
晶粒度级别与晶粒大小旳关系 n = 2N-1 n ---- X100倍时，晶粒数 / in2 N ---- 晶粒度级别
N d (μm) 1 250 2 177 3 125 4 88 5 62 6 44 7 31 8 22 9 15.6 10 11
图2-10 X100倍 晶粒度
奥氏体晶粒度：
八面体间隙半径 0.52 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
（面心立方 Face Centered Cubic）
奥氏体旳单胞
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围旳区域
GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线 PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中旳最大 溶解度为2.11wt% (10at%)
从而线长大速度G增大。
由（2-2）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度旳比值。 例如，当A形成温度为780℃时
A向F旳推移速度
v
K' 0.41 0.02
A向Fe3C中旳推移速度
K' v Fe3C 6.69 0.89
v 6.69 0.89 14.8 v Fe3C 0.41 0.02
第三章奥氏体在冷却时的转变
第三章奥⽒体在冷却时的转变第六节钢在冷却时的转变⼀、共析钢的过冷奥⽒体转变由铁碳相图可知，共析钢从奥⽒体状态冷却到临界点A1点以下时将要发⽣珠光体转变。
实际上，迅速冷却到A1点以下温度时，转变并不是⽴即开始的，在A1点以下未转变的奥⽒体称为过冷奥⽒体。
1．过冷奥⽒体转变曲线(1)过冷奥⽒体等温转变曲线图10—38是通过实验测定的共析钢过冷奥⽒体等温转变动⼒学曲线，⼜称过冷奥⽒体等温转变等温图(⼜称TTT图或C曲线)。
图中左边的曲线是转变开始线，右边的曲线是转变完了线。
它的上部向A1线⽆限趋近，它的下部与Ms线相交。
Ms点是奥⽒体开始向马⽒体转变的温度。
由图可以看出，过冷奥⽒体开始转变需要经过⼀段孕育期，在550～500℃等温时孕育期最短，转变最快，称为C曲线的“⿐⼦”。
在⿐温以上的⾼温阶段，随过冷度的增加，转变的孕育期缩短，转变加快；在⿐温以下的中温阶段，随过冷度的增加，转变的孕育期变长，转变变慢。
这是因为共析转变是扩散型相变，转变速率是由相变驱动⼒和扩散系数D两个因素综合决定的(参看第三节)。
过冷奥⽒体在不同的温度区间会发⽣三种不同的转变。
在A1～500~C区间发⽣珠光体转变，转变的产物是珠光体(P)，其硬度值较低，在11～40HRC之间；550~C～Ms点区间发⽣贝⽒体转变，产物是贝⽒体(B)，硬度值较⾼在40～55HRC之间；在Ms点以下将发⽣马⽒体转变，得到马⽒体(M)，马⽒体的硬度很⾼，可达到60HRC以上。
碳素钢的贝⽒体转变温度区间与珠光体、马⽒体转变的温度区间没有严格的界限，相互之间有重叠。
⼀般认为过冷奥⽒体有了1％的转变即为转变的开始，转变已完成99％即为转变完了。
在转变开始线和转变完了线之间，还可以划出转变量为10％、50％、90％等等⼏条⼤体平⾏的曲线(图中以虚线表⽰)。
转变开始线、终⽌线与A。
线、Ms线之间将等温转变图划分成⼏个区域，各个区域表⽰组织状态及转变量与温度和时间之间的关系。
奥氏体在冷却时的转变
第三节奥氏体在冷却时的转变奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（Φ10×1.5mm）。
试样被加热到临界点Ac1以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量，就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为等温转变开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过图 3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C”的形状，故称C曲线，也称TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
C曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。
下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度M s和终了温度M f。
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（3）剩余渗碳体的溶解 剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进 一步溶解。
（4）奥氏体成分的均匀化 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部 位的碳浓度低。 通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩 散，实现奥氏体成分的均匀化。
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§3 奥氏体 等温形成 动力学曲线
下 ， 使 得 ∆GV <0， 才 能 得 到 ∆ G<0 。 所 以 相 变 必 须 在 高 于
A1 的某一温度下才能发生。 谷风书苑
3
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm
冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
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图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时，
Fe-C相图中临界谷点风书的苑移动
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奥氏体晶核的长大速度
相图
G
G
G k
D dC dx
1 C
D dC 1 dx C k
D dC ( 1 1 ) dx C C K
(2 2)
其中：D 碳在 中的扩散系数
dC 碳在 中的浓度梯度
dx
dC CrK Cr ; dx为生成的 小晶粒厚度 C C C / 界面上的碳浓度差
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二.A的组织结构和性能
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1.组织结构
奥氏体是碳溶于γ-Fe 中的间隙 固溶体
碳原子位于八面体间隙中心， 即FCC晶胞的中心或棱边的中点
八面体间隙半径 0.52 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
（面心立方 Face Centered Cubic）
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奥氏体的单胞
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奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域
GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线 PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中的最大 溶 解 度 为 2.11wt% (10at%)
碳原子的溶入使 γ-Fe 的点阵畸变，点阵常数 随碳含量的增加而增大
Fe-C 相图
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2.奥氏体的性能
奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺 磁性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥 氏体含量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵 敏的仪表元件。
奥氏体的导热系数较小，仅比渗碳体大。为避 免工件的变形，不宜采用过大的加热速度。
奥氏体塑性很好，σS 较低，易于塑性变形。 故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行。
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§2、A的形成机理
奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化
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（1）奥氏体的形核 形核的成分、结构条件
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s)
与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。
温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
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奥氏体线长大速度
G D dC ( 1 1 ) dx C C K
(2 2)
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)
阿累尼乌斯方程(Arrhenius)
G ---- 长大线速度，单位 mm/s
dC/dx——A中C的浓度梯度
温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
从而线长大速度G增大。
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由（2-2）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
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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形核位置
鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：
①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的 自由能降低，有利于相变对能量的要求。
②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏 体相适配的碳浓度，况且碳原子沿界面扩散较晶内 为快，从而加速了奥氏体的形核。
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奥氏体形核率N = C’ exp(-∆源自*/kT)exp(-Q/kT) =
(2-3)
式中: C’ ---- 常数
Q
G*
I C 'e KTA *e KTA
∆G* ---- 临界形核功
Q ---- 扩散激活能
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K
T ---- 绝对温度
A向F的推移速度
② Cr-k > Cr-α ，浓度差 dC = Cr-k - Cr-α 将在奥氏体内产生扩散
Cr-α↑ → Cr-α’
；
Cr-k ↓→ Cr-k’
相界面上的平衡浓度被打破
③ 为了恢复并维持相界面上的平衡浓度 α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓ → Cr-α Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
C K CK C K / Fe3C界面上的碳浓度差
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由式（2-2）可知，奥氏体晶核的长大速度 与碳在奥氏体中的浓度梯度成正比，而与相 界面上的碳浓度差成反比。
由于 γ/Fe3C相界面的碳浓度差 ∆Cγ↔k 较 大，Fe3C本身复杂的晶体结构，使得奥氏体 向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向 为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体 的溶解要快得多，铁素体先消失，
第一章 奥氏体相变
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§1、A形成概述
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一. 奥氏体形成的热力学条件
∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd
S――新相表面积； б――新相单位表面积界面能； V――新相体积；
ε――新相单位体积的应变能
- ∆Gd ---- 在晶体缺陷处形核
引起的自由能降低
相变必须在一定的过热度∆T
③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起 伏，从而由BCC改组成FCC。
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（2）奥氏体的长大
dC
dx
∆Cr↔α
∆Cr↔k
图2-6 相界面上的碳浓度及扩散
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C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
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① 奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡， 产生 γ/Fe3C 和 r/α两个相界面。