高铬铸铁铸态基体组织通常不是单一组织，含有奥氏体、珠光体，厚大缓冷铸件中还存在一些二次碳化物以及少量其他非固溶相。为了达到硬化目的，淬火第一个步骤就是将铸件加热超过A_C3，保温一定时问后，使铸态基体组织转变成为单一的奥氏体组织。这一过程称为奥氏体化。

铸态基体组织对奥氏体化过程有一定影响。因为不同相组分在奥氏体化温度下的转变和元素溶解情况是不相同的。例如层状珠光体的碳扩散距离短，易于分解，在奥氏体化过程中能较快达到固溶体的成分平衡。珠光体基体高铬铸铁能在较短加热时间内获得均匀的奥氏体组织，因此规定高铬铸铁件淬火前实行预珠光体化处理是有益的。

高铬铸铁件加热到A_C1度后，基体局部组织开始发生点阵改组，出现α→γ转变。随温度增高，γ转变量逐渐增加。理论上铸件温度达到A_C3，转变应该停止。但是，实际测定结果表明，铸件加热到稍高于A_C3温度进行奥氏体化，α→γ转变的速度比较缓慢，即使保温时间很长，也难以使基体全部成为单一奥氏体组织。此外生成的奥氏体组织化学成分很不均匀，并且含有许多未溶碳化物以及其他熔点较高的杂质。已发现细小的碳化物常常成片弥散分布。这些不纯物不但影响过冷奥氏体的转变，而且也会使转变产物组织均匀性显著下降，最终导致铸件力学性能降低。

加热温度超过A_C320～30℃，α→γ转变才开始逐渐趋于停止。高铬铸铁通常采用的奥氏体化温度超过A_C370～120℃以上。这样的温度既是为了奥氏体组织充分均匀化，也是进行脱稳处理的需要。

确定某一铸件的奥氏体化温度，需要知道该铸件的A_C3温度。但是高铬铸铁含有多种合金元素，直接影响A_C3温度，难以写出各元素质量分数对A_C1和A_C3温度综合影响的表达式。

碳在奥氏体中的溶解度随奥氏体化温度提高而增加，适当提高奥氏体化温度会使淬火后马氏体的硬度上升。但是过度提高温度将产生相反效果。例如奥氏体化温度超过100℃以后，由于二次碳化物重新溶入奥氏体，使奥氏体含碳量增多、组织稳定性提高，淬火后铸件中残余奥氏体在基体中的体积分数可能超过70%。因此，高铬铸铁件奥氏体化温度不应超过980～1000℃。

铸件在炉内加热到预定的奥氏体化温度后开始计算奥氏体化保温时问。此时间过程包括：铸件整体达到奥氏体化温度所需时问、成分均匀化及二次碳化物析出所需时间。

奥氏体化所需时间中，成分均匀化所需时问比较长，铬、碳含量较高时需要的时间更长。其次是铸件结构所决定的铸件整体加热到奥氏体化温度所需时问。在炉内升温过程

中，铸件的实际温度总是滞后于炉子的测定温度，而且铸件的模数越高，滞后越显著。铸件表面温度向内部传导，是滞后的重要原因。据测定，二次碳化物析出时间并不长，一般高铬铸铁件整体达到奥氏体化温度后，20min即可结束析出过程。这可能与铸件加热过程中已有二次碳化物析出有关。

铸件具体的奥氏体化保温时间，可以这样计算：厚度25mm的铸件基本保温时间为2h，厚度每增加25mm保温时间增加1h。或根据铸件最大模数计算保温时间，1cm模数铸件保温时间2h，每增加1cm模数，增加0.5h。即：保温时间=2h 0.5h/1cm模数.

如果加热前铸件的基体组织为珠光体，保温时间可适当减少。

经过奥氏体化处理的钢，在高温时为均为γ相，冷却时由于M_s点在室温以下，所以在常温下具有奥氏体组织。以锰代替部分镍并加氮的低镍不锈钢如Cr₁₈Mn₁₀Ni₅，Cr₁₃Ni₄Mn₉，Cr₁₇Ni₄Mn₉N，Cr₁₄Ni₃Mn₁₄Ti钢等均属于这一类。

奥氏体不锈钢具有前已述及的许多优点，虽然机械性能也比较低，和铁素体不锈钢—样不能热处理强化，但可以通过冷加工变形的方法，利用加工硬化作用提高它们的强度。这类钢的缺点是对晶间腐蚀及应力腐蚀比较敏感，需通过适当地合金添加剂及工艺措施消除。

奥氏体化处理是为了球化退火时需有适当量的残存碳化物，其在球化时起到核心的作用，钢材升温上去后片状碳化物开始分断，超过A_C1点后，向颗粒化进展，于750℃附近结束。然后由小粒开始顺次固溶消失，大粒碳化物表层固溶直径均匀化，成为了核心，如图（a）所示。

20世纪40年代至60年代，有关奥氏体化的温度及保温时间以及各种元素的影响有不少研究报告，进入70年代后，开始了定量化研究，其中1973年进行了实践性的详细研究。

其研究要点如下。在760~820℃范围内保温1~8h后残存的碳化物数量如图（b）所示。将其在一定条件下等温相变后的球状碳化物数量如图（c）所示，两种情况均是温度越高碳化物越少。而从绝对值看时，等温相变后多一些，以单位体积换算大致相同，在冷却中没有新的核生成。同时，升温速度缓慢时，片状碳化物分断后形成较大的颗粒。如图（d）所示，相对的数量较少，核粒径较大。为了了解最合适的核数，探讨了等温相变后的球化组织，见图（e）。其碳化物粒径状况如图（f）所示。奥氏体化的温度高时，核的数量少，球状碳化物粒径大，是良好的分离的组织状态。但是奥氏体化温度过高时，由于核间距离过大，C不能很好扩散凝聚，会形成新的片状碳化物析出，相反，温度过低时，形成碳化物数量很多、却不能很好分离的组织。具体来说，在820℃短时保温与800℃长时间保温，会有新的片状碳化物析出。若在760℃加热，如果不进行长时间保温，则分离状况不充分。总之，要得到最合适的核心数量，应在800℃短时间保温或是在780℃保温，但在实际生产中，因为有凝固偏析的存在，需稍高于上述温度，在780℃~790℃处理。

原始奥氏体晶粒小的好处是，相变时产生的马氏体片也小。这不仅提高强度，而且也改善延性和韧性。一种能大大细化原奥氏体晶粒的方法是，用很快的速率加热至奥氏体化温度，并在刚高于A_C3温度处作非常短时间的保温。这时可用瞬间过热来溶解碳化物，而又不至于粗化奥氏体晶粒。

由于马氏体晶粒细化以及淬火时位错密度的提高，这种处理能使屈服应力提高约10%。位错密度提高的原因还不很清楚，但在200℃以下的回火不能消除这些位错，于是冲击性能变差。提高回火温度确能消除位错，这时性能主要由极细的回火马氏体片尺寸控制。采用400℃以上的回火温度，快速热处理能改善冲击性能，但效果不很大。有证据表明，奥氏体形变热处理前，如果不用普通奥氏体化而采用快速热处理，强度虽只有少量提高，但韧性却大大提高。原因主要是快速奥氏体化产生的晶粒细。

快速奥氏体化处理，用于显著改善超高强度钢的强度和韧性，主要还局限于实验室研究。尚有许多控制上的问题存在。因为钢的热学参数使作这样热处理的零件截面尺寸受到限制，除非有的只要求表面薄层的性能。

奥氏体不锈钢：在常温下具有奥氏体组织的不锈钢。钢中含Cr约18%、Ni 8%~10%、C约0.1%时，具有稳定的奥氏体组织。奥氏体铬镍不锈钢包括著名的18Cr-8Ni钢和在此基础上增加Cr、Ni含量并加入Mo、Cu、Si、Nb、Ti等元素发展起来的高Cr-Ni系列钢。奥氏体不锈钢无磁性而且具有高韧性和塑性，但强度较低，不可能通过相变使之强化，仅能通过冷加工进行强化。如加入S，Ca，Se，Te等元素，则具有良好的易切削性。此类钢除耐氧化性酸介质腐蚀外，如果含有Mo、Cu等元素还能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蚀。此类钢中的含碳量若低于0.03%或含Ti、Ni，就可显著提高其耐晶间腐蚀性能。高硅的奥氏体不锈钢浓硝酸肯有良好的耐蚀性。由于奥氏体不锈钢具有全面的和良好的综合性能，在各行各业中获得了广泛的应用

奥氏体--铁素体双相不锈钢：是奥氏体和铁素体组织各约占一半的不锈钢。在含C较低的情况下，Cr含量在18%~28%，Ni含量在3%~10%。有些钢还含有Mo、Cu、Si、Nb、Ti，N等合金元素。该类钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，与铁素体相比，塑性、韧性更高，无室温脆性，耐晶间腐蚀性能和焊接性能均显著提高，同时还保持有铁素体不锈钢的475℃脆性以及导热系数高，具有超塑性等特点。与奥氏体不锈钢相比，强度高且耐晶间腐蚀和耐氯化物应力腐蚀有明显提高。双相不锈钢具有优良的耐孔蚀性能，也是一种节镍不锈钢。

其显微组织为奥氏体。它是在高铬不锈钢中添加适当的镍（镍的质量分数为8%~25%）而形成的，具在奥氏体组织的不锈钢。奥氏体型不锈钢以Cr18Ni19铁基合金为基础，在此基础上随着不同的用途，发展成图1-2所示的铬镍奥氏体不锈钢系列。

奥氏体-铁素体型不锈钢

其显微组织为奥氏体加铁素体。铁素体的体积分数小于10%的不锈钢，是在奥氏体钢基础上发展的钢种。