簡介
殘餘奧氏體是淬火未能轉變成馬氏體而保留到室溫的奧氏體。具體說來從成分上講，奧氏體與過冷奧氏體含碳量是相同的；不同的是，奧氏體是相對較為穩定的相，而在溫度快速降低到一定值時，奧氏體會變得不穩定，那就意味著它需要轉化成為其它相，而此時的相即為過冷奧氏體。兩者沒有本質上的區別。
而殘餘奧氏體是穩定的奧氏體轉化後殘留下的。因為奧氏體在轉化過程中體積要發生變化。結果，基體轉化成為馬氏體後，殘餘部分由於空間的限制，導致該部分只能以奧氏體存在；對於碳鋼而言，當過冷至零度以下，這部分殘餘奧氏體會全部轉化成為馬氏體。
殘餘奧氏體的形態
鋼經DIF區變形0.6後淬火到300℃再碳分配60s所獲得的典型殘餘奧氏體形貌如下圖所示：
殘餘奧氏體的形態TEM測試結果表明，經DIF區變形後再進行Q&P處理的殘餘奧氏體形態為無規則形態，即殘餘奧氏體並不完整且發生彎曲破裂。殘餘奧氏體邊緣存在有高密度的位錯。奧氏體存在於馬氏體板條中間大約有幾十納米厚度。這種現象主要是由於DIF區變形的緣故。
晶粒越細殘餘奧氏體強化效果就越明顯。與粗晶奧氏體相比較，細晶奧氏體相中要發生馬氏體相變需要更多的自由能來滿足相變驅動力的要求。在細小晶界積聚的高密度位錯抑制了馬氏體的生長。因此，殘餘奧氏體被馬氏體所約束導致其無規則形貌。
形變誘導對殘餘奧氏體的影響
鋼中殘餘奧氏體的形態為粒狀或者片狀。片狀殘餘奧氏體有三種分布方式：①被鐵索體所包圍；②被馬氏體所包圍；③與鐵素體和馬氏體相鄰。片狀殘餘奧氏體是常常夾在馬氏體板條之間，如下圖所示：
片狀殘餘奧氏體鐵素體含量越多殘餘奧氏體的碳含量就越多。較高體積分數的殘餘奧氏體歸因於在變形過程中奧氏體到鐵素
體誘導相變使鐵素體富碳。在DIF區變形對殘餘奧氏體的體積分數、碳含量以及其尺度有著重要的影響。晶粒細化加速了殘餘奧氏體的穩定性。在DIF區的變形特徵是動態回復沒有完成且靜態回復不太可能，主要是由於快速冷卻的緣故。所以，高密度的位錯被遺留在室溫。增加位錯密度可以增加元素的擴散速率進而強化奧氏體組織。在碳分配後二次馬氏體的形成需要額外的能量。總之，在DIF區變形會穩定殘餘奧氏體抑制馬氏體相變，主要由於殘餘奧氏體被強化了。
在對低碳鋼Q235的單向壓縮實驗，研究了應變、應變速率和變形溫度（高於奧氏體鐵素體平衡轉變溫度A），對形變誘導鐵素體相變的影響，結果表明，與先共析鐵素體X射線衍射峰比較，形變誘導鐵素體的X射線衍射峰明顯向小角度漂移，納米壓痕硬度和彈性模量亦明顯大於先共析鐵素體，說明形變誘導鐵素體品格中固溶了大量的C原子，導致立方晶格四方化，進而使得硬度和彈性模量這些物理性能發生了顯著改變。此研究表明在高溫區形變誘導的具有過飽和碳含量的鐵素體本質上是一種馬氏體，但在生成機制、形貌及取向關係上與普通熱處理形成的馬氏體有所不同。
殘餘奧氏體轉變
鋼淬火到室溫後，保留下來的奧氏體稱為殘餘奧氏體，它與過冷奧氏體同屬亞穩組織，但兩者仍有不同。已發生的轉變會對殘奧氏體帶來影響，如馬氏體條間的殘餘奧氏體碳含量就大大高於平均碳含量，已轉變的馬氏體會使殘餘奧氏體處於三向壓應力狀態等。回火過程中，馬氏體將繼續轉變，這必然影響到殘餘奧氏體的轉變。
當加熱到A～M之間時，馬氏體的存在可促進珠光體轉變，但影響不大。但是馬氏體的存在可大大促進貝氏體轉變，如下圖：
奧氏體等溫轉變動力學圖當加熱至M以下時，殘餘奧氏體有可能轉變為馬氏體。當加熱回火時，如殘餘奧氏體未分解，則在冷卻過程中，殘餘奧氏體將轉變為馬氏體，這一過程稱為催化。
如W18Cr4V淬火後，加熱到560℃三次回火，由於560℃是高速鋼的珠光體與貝氏體之間的轉變奧氏體穩定區，故奧氏體在回火中不發生轉變，在隨後的冷卻過程中它就轉變為馬氏體。如果該鋼在560℃回火後，在冷卻過程中在250℃停止，殘餘奧氏體又變得穩定，這一過程稱為穩定化。
