稀土一硼復合變質處理后，細化本質晶粒度的主要原因是，稀土、翩在晶界上富集和彌散質點的釘軋作用所致。因為稀土富集于奧氏體晶界;降低自由能，減小晶粒長大的驅動力，能強烈阻礙7Fe晶粒長大。雖然硼略有促進晶粒粗化的傾向，但稀土在晶界阻礙7Fe晶粒長大的強烈效應足以克服這種粗化傾向，況且卿80Q 硼與氧、氮作用形成分散的第二相微粒與晶界交互作用，可阻礙晶界移動。高溫加熱時，稀土形成穩定的氧化物質點也起釘扎晶界的作用，故可抑制高溫時的晶粒長大，使本質晶粒度細化。
(2)對ZG3OCrMn2Si等溫轉變曲線的影響為了探討稀土一翻對ZG3OCrMn2Si的等溫轉變曲線的影響，本文測定了變質與未變質的3OCrMn2Si鑄鋼的等溫轉變曲線，見圖5一 22。從圖5一22可知，稀土一 a能使30CrMn2Si鑄鋼等溫轉變開始曲線右移，推遲珠光體和貝氏體轉變，增加孕育期，使鋼的淬透性增加，同時使等溫轉變終了曲線左移，縮短了等溫轉變時間，并也能使叭點升高。這主要是由于稀土一硼細化了鑄態組織，減小了枝晶間距，縮短碳及其他合金元素的擴散距離，在高溫奧氏體化溫度下，這些合金元素能充分溶人奧氏體，提高奧氏體的穩定性。另一方面，稀土和翻在晶界的富集，降低了晶界能并抑制鐵素體及貝氏體在晶界上成核，因此，減慢了奧氏體的分解速度，提高了淬透性。致于提高叭點的原因，可能是缺陷組態起著有助于馬氏體形核的作用。因為稀土既能降低位錯處溶質濃度，減小溶質原子對位錯的釘扎作用，使位錯的可動性增加，又能降低奧氏體層錯能，使馬氏體相變時，臨界切變應力減小，有利于馬氏體核坯的擴展，使M點升高。
(3)對馬氏體形態、尺寸的影響馬氏體分兩大類，從形態上分為板條狀馬氏體和片狀馬氏體，從亞結構上分，前者為位錯亞結構，又稱位錯馬氏體;后者為孿晶亞結構，又稱作孿晶馬氏體。位錯亞結構碳含量較低(二(C)<0.4%), 并且在較高溫下形成，其性能特征是硬度高韌性好，固又稱韌性馬氏體。孿晶亞結構馬氏體碳含F-4rA高，形成溫度較低，其性能特點是硬度高，脆性大，固又稱作脆性烏氏體。從馬氏體鋼性能要求希望得到位錯亞結構馬氏體。
在中碳馬氏體鑄鋼碳含量范圍內，按理不應該出現孿晶馬氏體，但因是鑄鋼，屬非均質材料。鑰在一次結晶過程中由于選分結晶，形成較嚴重的枝晶偏析，即低次軸碳含t低高次軸尤其是枝晶間碳含量高，故其淬火組織由不同比例的板條馬氏體及片狀馬氏體(混合馬氏體)組成見圖5一23,碳含量愈高，片狀馬氏體愈多。
未經變質的中碳馬氏體鋼中，片狀馬氏體比例較高，且片狀馬氏體趨于粗化。經稀土及稀土硼復合變質處理后，不但大大增加板條馬氏體的比例，而且使板條馬氏體的尺寸不同程度的減少，其中以RE一B復合處理效果最為顯著
Y基重稀土的變質效果優于Ce基輕稀土，而用單一硼變質，沒有改變鋼中混合馬氏體的比例，只是細化了片狀馬氏體組織，表5一18示出了不同變質劑對板條馬氏體尺寸的影響。
稀土變質處理使板條馬氏體的長度變短，而寬度增加;稀土復合變質處理使馬氏體的長、寬均變小。特別是稀土硼復合變質處理，使馬氏體的長度由原來的105m減小到15m，而且在掃描電鏡下觀察，經稀土硼復合變質的組織特別均勻。
(4)馬氏體亞結構在日本產的H-800透射電子顯微鏡下，采用金屬薄膜試樣，進行對比觀察，采用選區電子衍射標定。
試驗鋼在同一爐中冶煉，變質處理在爐外包中進行，以保證鋼的基本成分一致，即一爐鋼液分四包澆注，第一包空白，第二包w(Ce)0.15%基輕稀土變質，第三包二(B)O.007%變質，第四包w(Ce)O.15%基輕稀土w (B)O.007%復合變質。
1)空白實驗未變質ZG31Mn2Si組織中馬氏體的亞結構見圖5一25a，可見，未變質ZG31 Mn2Si鋼組織中馬氏體的亞結構以粗大孿晶為主，分布非常集中，仍有少量的位錯馬氏體存在。
2) w (Ce)0.15%基輕稀土變質經Ce基輕稀土變質，馬氏體亞結構以位錯為主(見圖5 - 25c)，位錯密度較未變質的馬氏體高。在研究中發現，隨著奧氏體化溫度提高，位錯馬氏體比例增加。為控制得到位錯型亞結構馬氏體，既要變質，又要高溫奧氏體化熱處理。
3) B變質加B變質對馬氏體結構影響和稀土不同。經B變質位錯亞結構馬氏體數量沒有增加，仍是混合馬氏體基體，但它卻使孿晶亞結構馬氏體大大細化(見圖5一25b)，眾所周知，孿晶馬氏體細化有助于提高鋼韌性。在熱處理研究中發現，要得到細孿晶馬氏體結構，熱處理溫度和鋼中殘B量有關，當鋼中殘B量較低時〔二(B)0.003%)，熱處理溫度不宜過高，當鋼中殘B量較高時 (w(B)>0.004%)，要求較高熱處理溫度。因為在此情況下，高的殘B量導致鋼中非固溶B (BN)量增加，為促使氮化硼分解，溶人奧氏體，需要較高的奧氏體化溫度。在研究遺傳性中發現，含稀土硼鋼經重新溶化，稀土全部燒損。B 對鋼卻有明顯的遺傳性。
4) w (Ce)O.15%基稀土w(B)0.007%復合變質研究證實RE-B復合變質效果最佳，馬氏體亞結構以位錯為主(圖5一25f)，位錯密度高，馬氏體板條細小。雖存在少量細小的孿晶馬氏體，也為位錯馬氏體所包圍(圖5一25e)。在熱處理研究中，要考慮稀土硼的復合作用，不能象單加稀土那樣單純追求高溫奧氏體化，要考慮B的殘留量。從研究結果揭示，要控制好組織，復合變質處理的奧氏體化溫度比單加B的高，比單加稀土的低。建議對碳含量w(C)0.3%左右的中碳馬氏體鋼，單加B變質采用900 -- 9500C奧氏體化，單加稀土變質采用 10500C奧氏體化，稀土硼復合變質10000C奧氏體化為宜。
為什么稀土變質能使馬氏體亞結構以位錯為主。眾所周知，位錯馬氏體的碳含傲可達，(C)0.4%，而本鋼種碳含量僅有w(C)0.35%，應全部為位錯型馬氏體，、但由于鑄造狀態下的不平衡結晶，在加上凝固過程中的選分結晶和Mn的影響，使鋼中的碳含量產生嚴重的微觀偏析一枝晶偏析。正是由于鑄鋼的非均質性，在枝晶間碳含量高于二(C)0.4%，導致孿晶馬氏體產生，出現混合馬氏體組織。可以斷言，鑄鋼組織的不合理性導致相同成分鑄鋼的韌性比鍛造鋼種低，其主要原因是成分不均勻—偏析造成的。
通過稀土鑄鋼凝固研究發現，稀土加人鋼中能擴大We相區，而合金元素如:C, Mn, Cr等在We相區中的擴散速度為yFe相區中的50-100倍。所以含稀土的鑄鋼在凝固過程中，通過We相區的時間較長。因此，C, Mn, Cr等合金元素能在此區得到較為充分擴散，使鑄鋼成分趨于均勻化，導致中碳馬氏體鑄鋼組織中馬氏體亞結構的變化。經稀土變質的中碳馬氏體鑄鋼，其馬氏體亞結構以位錯型為主。經進一步研究發現，稀土可促使TTT曲線的開始轉變曲線右移，終了轉變曲線左移，大大縮短了整個相變的轉變時間，這充分證明了稀土加人能促使鑄鋼的成分均勻化。稀土鋼要求高溫奧氏體化，也是基于成分均勻化的觀點出發的。奧氏體化溫度愈高，元素擴散愈充分，成分愈均勻，位錯馬氏體數量就愈多。
晶粒細化，能縮短合金元素的擴散距離，也能促使鑄鋼成分均勻化，稀土加人鋼中能明顯細化鋼的奧氏體晶粒度。因此，也能增加位錯馬氏體數量。