最典型的共析相变是钢中珠光体转变，即冷却时由奥氏体向珠光体转变（A→F+Fe3C），产生这种转变的热处理工艺称为正火或退火。
发生珠光体转变的前提是首先加热至临界点温度以上，形成奥氏体组织，称为奥氏体化。一般以平衡组织（F+Fe3C）为初始组织进行奥氏体化，在临界点以上发生逆共析转变F+Fe3C →A。
钢加热时奥氏体的形成是热处理的基础。大多数热处理工艺都需要首先奥氏体化，然后以一定的方式冷却下来，使钢获得所需要的组织和性能。
根据Fe-Fe3C相图，奥氏体A为高温稳定相，相图中GSEJNG区域是奥氏体稳定存在区域。
Fe-Fe3C平衡状态图是在热力学上达到平衡是的状态图，但在实际加热和冷却时，相变临界点不在同一温度点，往往存在一定的温度滞后。为了区别，通常把实际加热时的相变点标以字母c（Ac1、Ac3、Accm），把冷却时相变临界点标以字母r（Ar1、Ar3、Arcm）。
奥氏体组织为等轴状多边形晶粒组成，晶内常可出现相变孪晶。奥氏体是由C在 γ-Fe中间隙固溶体，C原子处于面心立方晶胞的中心和棱边中点。若按八面体中所有位置都填满C原子，则单个晶胞应含有4个Fe原子和4个C原子。C原子占比50%，质量占比20%，但实际上奥氏体碳含量最大于2.11%（质量百分比），C原子占比约10%，也就是2.5个晶 胞才有1个C原子。这是因为C原子半径0.77Å，八面体间隙半径仅为0.52Å。碳原子进入间隙位置后引起点阵畸变，使其周围间隙不可能再填满C原子。
奥氏体组是钢中的高温稳定相，但若钢中加入足够数量Ni、Mn、N元素则能扩大奥氏体相区，使奥氏体在室温成为稳定相，以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢。
（2）奥氏体铁原子自扩散激活能大，因此奥氏体钢热强性好，可做为高温用钢；
（3）奥氏体具有顺磁性，其转变产物均为铁磁性，所以奥氏体钢又可做为无磁性钢；
（5）奥氏体导热性能差，故奥氏体加热时不宜采用过大的加热速度，以免产生过大应力而使工件变形或开裂。
根据Fe-Fe3C平衡状态图，由铁素体和渗碳体组成的珠光体组织加热至Ac1以上温度时，将转变为单相奥氏体A：F0.0218+Fe3C →A0.77 ,由于奥氏体与铁素体及渗碳体碳含量、晶格结构相差很大，因此奥氏体的形成是一个由F向A的点阵重构，渗碳体的溶解及C在奥氏体中的扩散重新分布（均匀化）的过程。
故奥氏体的形成机制分为奥氏体形核→奥氏体晶核长大 →剩余碳化物溶解 →奥氏体均匀化四个过程：
奥氏体晶核形核位置通常在铁素体和渗碳体两相界面处。问题大多为以下几方面：
（2）两相界面的铁原子可通过短程扩散使母相晶格向新相晶格转变，从而使奥氏体形核，即奥氏体晶核形核所需结构起伏小；
（3）在两相晶界处，杂质及晶格缺陷多，具有较高畸变能，新相形核时可得到消除晶格畸变而产生的自由能。珠光体团边界与铁素体和渗碳体相界一样，也是奥氏体晶核形核部位。
当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面形成时，便形成了A/F与A/Fe3C两个新的相界面。奥氏体的长大过程就是这两个新相界面分别向铁素体和渗碳体推移的过程。
此两新相存在着碳浓度差，为维持新相界面局部碳浓度平衡，在A/Fe3C界面处为了达到碳浓度平衡必须溶入渗碳体，而A/F界面处铁素体必须转变为奥氏体而使其碳含量降低，达到碳平衡。这样两个相界面往复不断向两端推进而使奥氏体不断长大。与此同时，铁素体中也进行着碳的扩散。
综上所述，奥氏体中碳浓度差是奥氏体在铁素体与渗碳体界面形核的必然结果，它是相界面推移的驱动力，相界面推移的结果就是渗碳体不断溶解，铁素体逐渐转变奥氏体。
在奥氏体长大过程中，A/Fe3C相界面碳浓度差远大于A/F相界面碳浓度差，所以只需溶解一小部分渗碳体就可以使相界面处奥氏体达到饱合，而必须溶解大量铁素体才可使相界处奥氏体碳浓度达到平衡。所以长大中的奥氏体溶解铁素体速度始终大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中总是铁素体先于渗碳体消失，有渗碳体剩余。
在铁素体全部转变为奥氏体，剩余渗碳体完全溶解后，碳在奥氏体中分布也是不均匀的。原渗碳体区的碳浓度较高，原铁素体区的碳含量较低。因此，只有继续加热或保温，借助于碳原子的扩散，才能使整个奥氏体中的碳分布趋一均匀化。
说明：对于亚共析钢或过共析钢，当珠光体全部转变为奥氏体后，过剩的铁素体或渗碳体也是通过碳原子在奥氏体中的扩散以及奥氏体与过剩相间相界面推移来完成。
奥氏体形成温度上升，即相变过热度增大，可以使奥氏体形核飞速增加，对于形成细小奥氏体晶粒是有利的。
有实验证明，奥氏体相界面向铁素体中推移速度比向渗碳体中的推移速度快约15倍。而在通常情况下，铁素体片层厚度约是渗碳体片层厚度的7倍左右。
所以奥氏体形成时，铁素体先消失，还有相当数量渗碳体未完全溶解，还需要经过剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化才可以获得成分均的奥氏体。
以上，奥氏体形成温度上升，奥氏体形核率和和长大速度均增大，所以奥氏体形成速度随形成温度上升而单调增大。
碳含量越高，奥氏体形成速度越快。这是因为碳含量越高，碳化物数量越多，则铁素体与渗碳体相界面越多，增加了奥氏体形核部位，形核率加大。碳化物增多，碳的扩散距离减小。但是在过共析钢中，碳化物数量过多，会导致剩余渗碳体溶解及奥多体均匀化时间延长。
（1）在成分相同情况下，原始组织中碳化物越分散，相界面越多，由于片层间距小，奥氏体中碳浓度增加，使碳原子扩散速度快，同时碳原子扩散距离也变小，这些都是增大奥氏体长大速度。因此，原始组织越细小，奥氏形成速度越快。
另外，片层珠光体相较于粒状珠光体相界面大，薄片状渗碳体易于溶解，所以加热时奥氏体容易形成。例如，珠光体片层间距从0.5um减小至0.1um，则奥氏体形成速度增加7倍。
钢中加入合金元素不影响珠光体向奥氏体转变机制原理，但会影响碳化物稳定性以及碳在奥氏体中的扩散系数，并且多数合金元素在碳化物和基体中分布是不均匀的，所以合金元素影响奥氏体的形核、长大、渗碳体的溶解、奥氏体均匀化速度。
（1）强碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奥氏体中扩散系数，并形成特殊碳化物不易溶解，所以显着降低奥氏体的形成速度。
（2）非碳化物形成元素如Co、Ni等元素增大碳化奥氏体中的扩散系数，可加速奥氏体的形成。
（3）Si、Al等元素对碳在奥氏体中的扩散速度影响不大，故对奥氏体形成速度无显着影响。
钢中加入合金元素可能改变相变点A1、A3、Acm的位置，即改变相变时的过热度，进而影响奥氏体的形成速度。如Ni、Mn、Cu降低了A1点，相对增大了过热度，使奥氏体形成速度增加；而Cr、Mo、Ti、Al、W、V、Si提高A1点，相对降低过热度。
研究证明，钢中合金元素在原始组织中分布是不均匀的，退火状态下，碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V、Ti等）分布在渗碳体相中，而非碳化物形成元素（如Co、Ni、Si等）分布在铁素体相中。合金元素这种不均匀分布现象直至渗碳体完全溶解后还显着保留在奥氏体中。因此合金钢的奥氏体化均匀过程除了碳的均匀化，还包括合金元素的均匀化。
由于合金元素扩散系数比碳原子扩散系数大1000~10000倍，同时碳化物形成元素还降低碳原子在奥氏体中扩散系数。因此合金钢奥氏体均匀化过程要比碳钢长得多。
奥氏体化的目的是获得成分均匀和一定晶粒大小的奥氏体组织。多数情况下是要获得细小的奥氏体晶粒，有时也需要得到较大的奥氏体晶粒。实际生产中习惯用奥氏体晶粒度来表示奥氏体晶粒尺寸大小。
（1）起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体刚刚形成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。
（3）根据标准试验方法，在加热至（930±10）℃，保温（3~8）h后所测得的奥氏体晶粒大小。此时，晶粒度（5~8）级称为本质细晶粒钢，（1~4）级称为本质粗晶粒钢。
本质晶粒度只是表示钢在一定条件下奥氏体长大的倾向性，与实际晶粒度不同。例如，在本质细晶粒钢在加热温度超过（950~1000）℃也能够获得粗大的实际晶粒；对于本质粗晶粒钢在加热到略高于临界点温度也能够获得细小的奥氏体晶粒。但在正常的情况下，本质细晶粒钢在热处理后都会得到细小的实际晶粒。增加奥氏体形核率或降低长大速度是获得细小奥氏体晶粒的重要途径。
为减少总的晶界面积，在一定温度条件下奥氏体晶粒会发生相互吞并而使晶粒长大的现象。所以奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发的过程。奥氏体晶粒是奥氏体晶粒长大动力和晶界推移阻力相互作用的结果。
奥氏体晶粒长大的动力是奥氏体晶粒大小的不均匀性。理想状态晶粒呈六边形，晶界呈直线度角。这种状态的奥氏体晶粒不易长大。实际上奥氏体晶粒是不均匀的，直径小于平均晶粒直径的晶粒邻接晶粒数可能小于6；而直径大于平均晶粒直径的晶粒邻接晶粒数可能大于6。为了保持界面张力平衡，相交于一点的三条晶界应成120度角。在一定温度条件下，由于界面张力平衡作用，凡邻接晶粒数小于6的晶粒晶界将弯曲成正曲率弧，使晶界面积增加，界面能升高。而为减少界面面积以降低界面能，晶界又由曲面变成平面的自发趋势，因此将导致晶粒缩小直至消失；而邻接 晶粒大于6的晶粒晶界也因界面张力平衡而成负曲率弧，同样为了减少界面面积而降低界面能，则该晶粒将长大，从而吞并小晶粒。
进一步提高加热温度或延长保温时间，大晶粒继续长大。所以奥氏体晶粒的长大就是无数个小晶粒不断被吞并和大晶粒长大的综合结果。这种长大过程称为奥氏体的聚集再结晶。
实际在材料中，晶界或晶内往往存在很多细小难溶的第二相粒子，推移中的晶界遇到第二相粒子时将发生弯曲，导致晶界面积增大，界面能升高，因此这此第二相粒子将阻碍晶界迁移，起到钉扎晶界的作用。
粒子尺寸越小，单位体积中粒子数目越多（分散度愈大），则对晶界推移阻力越大。当温度过高时，难溶粒子发生聚合或溶解于奥氏体中时，失去了抑制奥氏体长大的作用，奥氏体晶粒便迅速长大。
总之，奥氏体长大是一种自发的过程，其主要体现为晶界的推移，高度弥散分布的难溶第二相粒子对奥氏体晶粒长大起到抑制作用。为得到细小的奥氏体晶粒，一定要保证钢含有足够数量和足够细小的难溶第二相粒子。
加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大，在每个温度下都有一个加速长大期，当奥氏体晶粒长到一定尺寸后，长大过程将减慢直至停止长大，加热温度越高，奥氏体晶粒长大速度越快。
加热速度越快，过热度越大，则实际奥氏体形成温度高，起始晶粒越细小。由于起始晶粒小，温度又高，则奥氏体很容易长大，故不宜长时间保温。所以在保证奥氏体均匀化的前提下，快速加热并短时间保温能获得较为细小的奥氏体晶粒。
奥氏体晶粒大小与加热温度和保温时间关系 奥氏体晶粒大小与加热温度和保温时间关系
当钢中碳含量不足以形成过剩碳化物的情况下，加热时奥氏体晶粒随钢中碳含量增加而增大。这是因为当碳含量增加时，碳原子在奥氏体中扩散速度及铁原子自扩散速度均增大，故奥氏体长大倾向增加。但是当钢中碳含量超过一定限度时，形成有未溶解的二次渗碳体，反而阻碍奥氏体晶粒长大。这种情况下，随钢中碳含量增加，二次渗碳体的数量增加，奥氏体晶粒反而细化。通常，过共析钢在Ac1~Acm之间加热时能保持较为细小的晶粒，共析钢的晶粒长大倾向（过热敏感度）最大，是因为共析钢的加热组织中不含有过剩碳化物。
1）钢中加入适量形成难溶化合物的合金元素如Nb、Ti、Zr、V、Al、Ta等，将强烈阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒粗化温度显着升高。上述合金元素形成NbC、NbN、Nb(C,N)、TiC等化合物，熔点高、稳定性强、不易聚集长大，它们弥散分布于奥氏体基体中，阻碍奥氏体晶粒长大，从而保持细小的奥氏体晶粒；
2）形成较易溶化合物元素如W、Mo、Cr等也阻碍奥氏体晶粒长大，但其影响程度中等；
3）不形成化合物的合金元素如Si、Ni等奥氏体晶粒长大影响很小，Cu、Co对奥氏体晶粒长大就没有影响；
用Al脱氧的钢，奥氏体长大倾向较小，属于本质细晶粒钢。Al细化奥氏体晶粒根本原因是钢中形成大量难溶的六方晶格结构AlN，它们弥散析出，阻碍奥氏体晶粒长大。用Si、Mn脱氧的钢，因为不形成弥散析出的高熔点第二相粒子，没有阻止奥氏体晶粒长大的作用，所以奥氏体晶粒长大倾向较大，称为本质粗晶粒钢。
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