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残余奥氏体和逆转奥氏体
残余奥氏体和逆转奥氏体
东北特钢集团大连特殊钢丝有限公司钢丝徐效谦
内容摘要：
对于高强度和超高强度钢，目前普遍认同的标准是以抗拉强度1370MPa作为中等强度和高强度的界限，而超高强度钢是指抗拉强度≥1620MPa的合金钢。
本文介绍了高强度钢和超高强度钢强韧化研究的最新成果，重点推介韧化相的概念、理论和应用实例。
残余奥氏体和逆转奥氏体组织是两种最有实用价值的韧化相，逆转奥氏体是由马氏体逆转变形成的，尺寸十分细小、均匀、连续地弥散于马氏体基体中，可在不降低强度的情况下，改善钢的塑性、韧性和焊接性能，其韧化效果远优于残余奥氏体。
而促成奥氏体逆转变启动的工艺措施通常有：
多次回火、调节处理＋低温时效，或双重时效处理。
关键词：
韧化相、残余奥氏体、逆转奥氏体、沉淀硬化不锈钢、超马氏体不锈钢
目前，利用沉淀硬化效应已经开发了包括沉淀硬不锈钢和超马氏体不锈钢在内的一大批高强度和超高强度钢，但这类钢有一个共同特点：
要么是韧性不足、冲击韧性较低；要么是塑性变形能力不足、加工成形有一定难度，只能用于制作形状相对简单的零部件；要么是有脆化倾向、氢脆敏感性或应力敏感性较强，裂纹扩展速度较快等。
近年来，参照金属材料强韧性研究成果，越来越多的人注意到：
适当控制钢中的韧化相，可以有效地改善高强度和超高强度钢的塑性和韧性，而奥氏体组织是最有实用价值的韧化相。
1.奥氏体的种类
在室温条件下，奥氏体有以下几种：
稳定奥氏体（stableausteniteA）
通过添加大量扩大奥氏体区合金元素，使奥氏体组织保持到室温的奥氏体不锈钢和高锰钢。
过冷奥氏体（undercooledausteniteAO）
在共析温度以下，处于亚稳定状态的奥氏体，一旦条件具备就会发生分解转变，最终可能转变成珠光体（P）、贝氏体（B）、马氏体（M）或混合组织。
残余奥氏体（retainedausteniteAR）
淬火时未能转变成马氏体，而保留到室温的奥氏体，被称为残余奥氏。
在淬火过程中，随着马氏体的形成，引起体积膨胀，处于马氏体片间的奥氏体切变阻力增大，难以再转变成马氏体。
此外，在马氏体中脊附近存在着孪晶，残留奥氏体承受着来自不同方向和不同晶团的压应力，奥氏体中位错密度显著升高，切变阻力增大，也难以完成马氏体转变。
因此，残余奥氏体通常存在于马氏体片间和马氏体中脊附近。
逆转奥氏体（reverseausteniteAn）
沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢已经转变为马氏体组织后，在特定时效或回火温度范围内，会产生马氏体逆转变，形成逆转奥氏体。
从定义描述中可以看出：
在沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢，或高强度和超高强度钢成品中不可能存在稳定奥氏体和过冷奥氏体组织，可用作韧化相的只有残余奥氏体和逆转奥氏体组织。
2.残余奥氏体1、2
残余奥氏体是所有可淬火硬化钢中普遍存在的一种显微组织，是过冷奥氏体转变为马氏体过程中因体积膨胀，受空间限制，致使部分奥氏体残留下来。
残余奥氏体与过冷奥氏体的共同点是：
都具有面心立方的晶格结构；当继续深冷时，都会陆续转化成为马氏体。
残余奥氏体与过冷奥氏体的主要区别有：
（1）因为γ-Fe比α-Fe能溶解更多的C，所以残余奥氏体的碳含量高于钢的平均碳含量；
（2）残余奥氏体中储存能量较高，不稳定、相对于逆转奥氏体更容易转变；
（3）残余奥氏体受胁迫，第2类（在晶粒或亚晶范围内处于平衡的内应力）和第3类内应力（存在于一个原子集团范围内处于平衡的内应力）较大、位错密度较高；
（4）残余奥氏体晶粒为等轴晶，被马氏体分割，形貌各异，有薄膜状、片状、颗粒状和块状等。
钢中残余奥氏体优缺点参半：
钢中存在适量（5～15%）残余奥氏体，能缓冲工件的淬火应力，减轻变形开裂倾向，提高钢的冲击韧性、降低钢的脆性转点；对于在交变应力或在冲击应力下工作的工件，钢中的残余奥氏体可以吸收形变能，起减振和提高疲劳寿命作用，是有实用价值的韧化相之一。
缺点是由于残余奥氏体较软，钢中存在过量的量残余奥氏体势必降低钢件的淬火硬度、强度、耐磨性能和疲劳强度；残余奥氏体是不稳定相，在室温下长期存放或使用会逐渐转变为马氏体，使工件体积膨胀或内应力增加，引起工件加工变形甚至开裂。
因此对尺寸精度、强度、硬度、耐磨性能要求较高的工件；形状复杂，需要机加工、精磨、抛光成形的零部件，不宜选用残余奥氏体作为韧化相。
建议采用深冷处理，使残余奥氏体全部转变为马氏体。
淬火后钢中残余奥氏体的数量主要取决于化学成分。
一般说来，增加钢中降低MS点的元素的含量，就会增加残余奥氏体量的含量，碳素钢中碳含量和淬火温度对AR量的影响见图1。
实践证明，淬火后超马氏体不锈钢显微组织中留有5～15%的细小弥散状残余奥氏体，可使钢获得最佳的强韧性配合，对于Fe-Cr-Ni-Mo和Fe-Cr-Ni-Co-Mo系钢，可用A.R.I（残余奥氏体保留指数）来预测淬火后钢中残余奥氏体含量，A.R.I从19提高到22时，钢的抗拉强度随残余奥氏体量同步增长，升到22时AR约为10%，可获得最佳强韧性，再继续提高A.R.I抗拉强度开始下降，如图2。
近年来利用这个经验公式，已经研制出一批A.R.I接近22的具有高强度和高韧性的超马氏体钢。
经适当热处理后，超马氏体钢的抗拉强度（Rm）最高可达到2160MPa，同时还具有良好的塑性，断面收缩率Z=50%，伸长率A=10～15%。
A.R.I=Ni%＋0.8（Cr%）＋0.6（Mo%）＋0.3（Co%）
1—1.28%C水淬2—0.89%C油淬3—0.89%C水淬
4—0.40%C油淬5—0.40%C水淬
图1碳钢淬火温度对AR量的影响2图2成分对残余奥氏体含量和Rm的影响15
残余奥氏体量还与淬火温度密切相关，从图1可以看出：
碳素钢的AR量随淬火温度升高呈先升后降的变化趋势，所有可淬火钢都具有类似特性，仅是峰值温度范围有所不同。
延长保温时间的作用与提高淬火温度作用相同，但作用弱得多。
奥氏体的稳定性对残余奥氏体量也有重要影响，等温淬火过程中冷却速度较慢或在冷却过程停留都会引起奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变产生迟滞的现象，称为奥氏体的热稳定化（又称为陈化）。
连续淬火时，残余奥氏体的转变原则只取决于最终冷却温度，而与冷却速度无关，但大型零部件的冷却速度减慢时热稳定性明显增强。
关于热稳定化产生的原因，共识是与C和N原子运动有关，只有C和N总量超过0.01%的钢才会产生热稳定化，随C和N量增加稳定化效应增强；强碳化物形成元素，如Cr、Mo、V的存在也使稳定化效应增强；非碳化物形成元素，如Ni和Si对稳定化效应基本无影响。
热稳定化理论解释为：
在适当温度下C和N向点阵缺陷处和位错线上偏聚形成“柯氏气团”或碳、氮化合物，钉扎位错，使马氏体转变的切变阻力增大，需要附加动力（如增加过冷度）才能使马氏体转变继续下去。
热稳定化现象有一个上限，常用MC表示。
钢在MC点以上等温停留并不产生热稳定化，只有在MC点以下等温停留或缓慢冷却才会引起热稳定化。
实际生产中可以灵活运用残余奥氏体的这些转变特性，来调节钢中的AR量，获得最佳强韧性配合。
例如高速工具钢，一次淬火后AR量很高，硬度不足，采用在高于MC点的温度（560℃）下回火，一方面使马氏体内应力得以释放，另一方面使处于点阵缺陷处或位错线上的C和N得以解脱，再冷却时部分残余奥氏体继续转变为马氏体，在AR量下降的同时，钢的硬度提高。
因此多次回火处理又称为“催化处理”。
同理，沉淀硬度不锈钢和超马氏体不锈钢也可采用多重时效处理找到最佳强韧性配合。
3.逆转奥氏体
逆转奥氏体是瑞典人最初发表的有关Ni4钢的专利中给出的定义，指Cr-Ni-Mo系马氏体不锈钢在回火过程中，由马氏体直接切变生成的奥氏体，这种奥氏体在室温下，甚至更低的温度下都可以稳定存在，为了与残余奥氏体区别开来，根据其形成特点，称之为逆转奥氏体。
与残余奥氏体相比，逆转奥氏体的特点是：
（1）逆转奥氏体是马氏体钢在MS点之上、Ac1点之下回火或时效处理过程中，由马氏体逆转变形成的，是非扩散型转变产物。
但因转变温度较高，组织中合金元素有一定的扩散能力，化学均匀性较好，内应力已得到释放；转变过程中钢的体积收缩，组织中不像残留奥氏体中存在着高密度的位错和孪晶。
如在Ac1点以上回火，获得的是稳定奥氏体就不能称为逆转奥氏体了。
（2）逆转奥氏体是由马氏体直接切变生成的，尺寸十分细小、均匀、连续地弥散于马氏体基体中，可在不降低强度的情况下，改善钢的塑性、韧性和焊接性能。
而残留奥氏体为等轴晶，被马氏体分割，以薄膜状、片状、颗粒状和块状存在于马氏体板条间，其韧化效果远不如逆转奥氏体。
（3）逆转奥氏体形成温度较高，组织中C、Ni、Mn等稳定奥氏体的元素聚集量较高，热稳性很高，有人用低温磁称法测定逆转奥氏体的稳定性，结果表明：
含逆转奥氏体的试样冷却到－196℃后再回到室温时，逆转奥氏体的含量仅减少1.5%。
（4）逆转奥氏体的机械稳定性一般，冷加工时，逆转奥氏体很容易转变为形变马氏体。
逆转奥氏体的形成是有条件的，同样经历形核和长大的过程：
当回火温度升至AS点时，马氏体开始转变为回火马氏体，基体部分应力得到释放。
回火温度继续升高，C和N原子有能力从基体扩散出来，形成碳化物，聚集在原马氏体板条边缘，逆转奥氏体的晶核在板条间形成，而Ni原子因动力不足仍停留在板条中。
当回火温度升至稍高于AS点时，逆转奥氏体相的核心就通过切变方式在高Ni区直接生成逆转奥氏体，并沿板条界面和原奥氏体晶界纵向长大成极细的条索状。
（5）AS点表示马氏体开始转变成逆转奥氏体的温度，与之对应的Af点表示马氏体转变成逆转奥氏体的终止温度。
AS点均高于MS，因钢种不同两者差距有很大差别，Fe-Ni30合金的AS比MS高420℃左右，数值最大。
沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢的差距均在350℃～400℃之间。
另有一类合金，如Cu-Al-Ni、Au-Cd、Cu-Al-Mn和Cu-Zn-Al等被称之为热弹性形变合金，AS与MS的差均距在100℃以内，M
An转变是双向的，经多次反复，也不影响转变速率，该类合金俗称为记忆合金，基本特征是：
在相变的全过程中，新相和母相始终保持共格关系，相变是完全可逆的2。
3.1低温用钢（9Ni）中逆转奥氏体的形态及其对钢的低温冲击韧性的影响3
北京科技大学冶金工程院杨跃辉等，选用低温用钢9Ni，研究逆转奥氏体形成过程、显微组织形貌、分布和取向，以及其对钢的低温冲击韧性的影响，对我们认识和理解的逆转奥氏体韧化机理很有帮助，现简要介绍如下：
9Ni钢是一种在深冷环境下使用的低温用钢（简称LNG用钢），在世界范围内被广泛用于制作液化天然气（Liquidnaturegas）储罐，对钢的低温韧性要求极为严格。
目前，普遍认为回火过程中形成的逆转奥氏体对钢的低温韧性有重要影响。
试验用钢的化学成分为0.036%C、0.1%Si、0.70%Mn、0.0068%P、0.005%S、9.02%Ni、0.096%Mo，钢的Ac1=650℃、Ac3=730℃。
试样从15mm厚热轧钢板上截取，首先进行800℃×1h水淬火处理。
淬火后的试样分成两批，一批直接进行570℃×1h回火，水冷处理，简称QT状态，作为性能对比试样；另一批试样分别在两相区选定650℃×1h水冷、670℃×1h水冷和700℃×1h水冷进行调节处理，然后再在570℃×1h进行回火处理。
采用扫描电镜（SEM）测得9Ni钢金相图片如图3。
a—570℃×1h水冷；b—650℃×1h水冷；c—670℃×1h水冷；d—700℃×1h水冷。
（暗区为板条状马氏体，明亮区为逆转奥氏体与淬火马氏体的混合物）
图3不同状态9Ni钢的扫描电镜（SEM）图片）
从图3可以看出：
淬火-回火后的9Ni钢的基体组织为板条马氏体，但在基体上分布着数量不等的明亮区，经分析这些明亮区由逆转奥氏体和水冷过程中生成的二次马氏体两部分组成，在扫描电镜下难以将它们准确分开。
二次马氏体试样，浸蚀后只能部分地保留下来，其遗留物分布不均匀，存在位置也比较散乱。
而逆转奥氏体的分布比较规则，主要分布在原奥氏体晶界，板条束界和板条之间。
图3a是QT状态钢，明亮区An呈断续块状，多分布于马氏体板条束界上，很少位于板条之间；衍射检测结果表明逆转奥氏体含量约为4.47%。
经650℃两相区处理的钢，板条之间分布着大量的条索状明亮区，逆转奥氏体含量约为10.15%（如图3b）。
经670℃两相区处理的钢，明亮区分布没有多大变化，多存在于板条之间，但此时逆转奥氏体含量降到5.88%（如图3c）。
两相区处理温度升到700℃后，组织为规则排列的不同取向马氏体板条，逆转奥氏体含量仅剩下2.34%。
钢中奥氏体含量先升后降的趋势与逆转奥氏的形成机制有关，一般认为钢中C和Ni的分布是不均匀的，低温时效时，C和Ni受扩散能力限制，无法在基体中聚集、促进奥氏体形成。
当温度超过AS点时，随C和Ni扩散能力增强、逆转奥氏体开始形成、含量逐渐增加、稳定性逐渐加强，冷却后奥氏体含量达到最高水平。
但温度高于Ac1点时，C和Ni扩散加剧，向奥氏体聚积的趋势反而减弱，奥氏体稳定性开始下降，冷却过程又转变马氏体，钢中奥氏体含量反而比较少。
为观察逆转奥氏体在基体上的分布状况，采用电子背散射衍射技术（EBSD），对不同热处理状态钢的显微组织形貌、分布和取向进行检测，扫描步长0.5μm，检测结果如图4。
图4中浅（红）色点状物为逆转奥氏体，其变化规律与图3显示的结果完全一致。
与QT状态钢相比，经650℃两相区调节处理的钢，逆转奥氏体的量明显增多，随着调节上升至温度670℃和700℃，其含量又有所下降。
从分布状态看，QT状态钢逆转奥氏体的绝大多数沿原奥氏体晶界和板条束界分布，如图4a。
经两相区调节处理后，逆转奥氏体不但在晶界形成，也存在于晶内部分区域（如图4b～d）。
图中晶粒内部浅（红）色和深（蓝）色细线分别代表取向差为10～15°和5～10°的小角度板条束界，晶内逆转奥氏体多分布其上。
说明经两相区调节处理的钢，在晶内板条界上也生成了逆转奥氏体，其分布变得更加弥散和均匀。
这就是逆转奥氏体的韧化效果优于残余奥氏体的原因。
a—570℃×1h水冷；b—650℃×1h水冷；c—670℃×1h水冷；d—700℃×1h水冷。
图4不同状态9Ni钢中逆转奥氏体分布和取向图
根据图4对逆转奥氏体分布进行统计分析，计算出分布于晶内的逆转奥氏体在所有逆转奥氏体中所占比例；与在-196℃条件下测定的试样冲击功AKV汇总一起，列入表1中。
表19Ni钢中An的分布和取向、含量与冲击值的实测数量汇总表
试样热处理工艺制度
An形成位置统计结果
An体积比
（室温）%
AKV（-196℃）
J
晶内
晶界
总数
晶内/总数
800℃×1h水冷+570℃×1h回火（QT）
13
120
133
9.8%
4.47
127
800℃×1h水冷+570℃×0.5h回火（QT）
4.47
800℃×1h水冷+650℃×1h水冷+570℃×1h回火
122
158
280
43.6%
10.15
177
800℃×1h水冷+670℃×1h水冷+570℃×1h回火
55
156
211
26.1%
5.88
147
800℃×1h水冷+700℃×1h水冷+570℃×1h回火
33
55
88
37.5%
2.34
15.5
800℃×1h水冷+700℃×1h水冷+570℃×0.5h回火
3.48
从对图3和图4的所作的分析和表1提供的数据中可以看出：
（1）两相区调节处理的温度均高于残留奥氏体的MC点，调节处理相当于对9Ni钢中少量残留奥氏体起了“催化作用”，促使其在水冷过程中转化为二次马氏体。
在随后570℃×1h回火过程中，逆转奥氏体可直接在原残余奥氏体晶界形核，提高了马氏体逆转变效率，促进逆转奥氏体形成。
（2）调节处理的温度较高，C、Ni、Mn等奥氏体形成元素能够以较快速度向奥氏体中扩散，这部分奥氏体在随后水冷过程中大多数会重新转变为二次马氏体。
二次马氏体的溶质原子浓度高于原始马氏体。
在回火过程中，富集于二次马氏体中的C、Ni、Mn等原子，只需经过短距离扩散就能偏聚到逆转奥氏体中，有利于逆转奥氏体的长大。
QT状态的钢直接进行回火处理，由于温度较低，只有C尚有一定的扩散能力，并且扩散距离较长，逆转奥氏体形核与长大必然相对缓慢。
（3）650℃两相区调节处理后，钢的An量最高，冲击功也随之升到最高值。
提高调节处理温度后，An量不升反降，冲击功也随之起伏下降。
（4）两相区调节温度对室温逆转奥氏体含量有显著影响，该文选用650℃、670℃和700℃三个调节温度尚不全面，至少应再增加600℃和630℃两个温度，保温时间再加上2h、3h和4h三个区段，从中筛选出的工艺就可以认为是最佳调节处理工艺了。
（5）该文将调节处理和时效处理分开进行，调节处理主要解决钢的韧化问题，时效处理主要解决钢的硬化问题。
时效处理因沉淀硬化相不同选用温度也不同，9Ni钢选用570℃×1h时效，析出相可能是R相（见1.4节中表1-10和图1-36）。
（6）时效时间也是一项重要的工艺参数，本文作者曾补充安排了800℃×1h水冷+570℃×0.5h回火（QT）和800℃×1h水冷+700℃×1h水冷+570℃×0.5h回火两项试验，用来查明时效时间对逆转奥氏体含量的影响，结果是：
经700℃×1h调节处理的钢，将570℃回火时间缩短0.5h，测得室温逆奥氏体含量增加到3.48%，较1h回火试样上升了1.14%，说明延长回火时间0.5h，导致1.14%的逆奥氏体再次转变为马氏体。
而QT状态钢的逆奥氏体含量没有变化。
也说明高温调节处理使得逆转奥氏体稳定性有所下降。
回火或时效处理时，室温逆转奥氏体含量取决于两项工艺因素：
高温调节处理时逆转奥氏体转变量和冷却过程中逆转奥氏体的稳定性。
逆转奥氏体与残余奥氏体一样，其室温含量随着回火温度的升高出现先增后减的趋势，不同钢种逆转奥氏体含量随温度变化曲线如图5～8。
图502Ni18Co7Mo5Ti钢时效温度图603Cr13Ni5Mo焊缝时效温度
对室温逆转奥氏体含量的影响4对室温逆转奥氏体含量的影响5
3.202Ni18Co7Mo5Ti马氏体时效钢中的逆转奥氏体4
图5中02Ni18Co7Mo5Ti钢属于18Ni（250级）型马氏体时效钢，钢铁研究总院朱静等对该类钢中逆转奥氏体的转变过程进行了研究，发现在AS点以上进行时效处理，钢中在析出沉淀硬化相的同时，还析出逆转奥氏体。
尽管在不同时效状态下，逆转奥氏体的析出量、形态、大小和分布有所差别，但对钢获得高强度、高韧性均有良好作用，使钢的冲压成形性能明显改善。
李静等用膨胀法测得18Ni的相变点：
Ms=220℃、Mf=60℃、AS=585℃、Af=760℃。
试样为0.05～0.06mm带材，首先经860℃×1h，空冷固溶处理，然后分别在480℃、520℃、560℃和640℃下进行时效处理，保温3h后空冷。
测定不同热处理状态钢的显微组织，逆转奥氏体的含量和钢最终热处理后的力学性能，结论如下：
（1）860℃×1h，空冷固溶处理后，钢的显微组织全部为板条状马氏体。
时效空冷后的显微组织为一次马氏体、逆转奥氏体和二次马氏体相间排列，逆转奥氏体中混夹着少量沉淀硬化相，所有逆转奥氏体都沿着马氏体（111）方向拉长。
逆转奥氏体含量随温度变化规律如图5，640℃×3h时效后空冷的逆转奥氏体含量最高。
（2）640℃×3h时效后空冷的钢具有最好的深冲成形性能，从显微组织分析，经640℃×3h时效钢的高温基体组织为一次马氏体和逆转奥氏体，几乎各占50%；逆转奥氏体有的环抱马氏体，有的处于板条状马氏体内部，呈短细的棒条状，弥散分布。
空冷后大部分逆转奥氏体分解为二次马氏体，钢的基体组织为一次马氏体（M′）＋逆转奥氏体（An）＋二次马氏体（M〞）。
此时一次马氏体中的位错密度明显降低、逆转奥氏体中基本无精细结构，钢的非比例延伸强度（785MPa）虽稍低于固溶状态，但伸长率上升到最高水平，钢的成形性有根本性改善。
（3）沉淀硬化相是钢的重要组成部分，480℃×3h时效处理时主要析出相是Ni3Mo和Mi3Ti，随着时效温度上升，逐渐析出少量σ相（BA）和拉维斯（Laves）相，虽能进一步提高钢强度，但对钢的塑性和韧性有一定的不利影响。
σ相在620℃开始回溶，片状的Laves相在680℃开始析出，深冲用钢选择在630～640℃过时效处理可获得理想的强韧性配合。
用JSEM-200型透射电镜观察不同温度时效后钢的显微组织结构、形貌、大小和分布发现：
（1）经480℃×3h，空冷时效的钢，在直径约1μm的单晶选区内，同时出现四种取向的逆转奥氏体。
所有逆转奥氏体和沉淀硬化相的尺寸均为直径≤10nm、长度≤70nm棒状（已考虑空间投影），也就是说，包括沿位错线析出的逆转奥氏体在内，它的大小、粗细也不会超过上述尺寸。
钢中逆转奥氏体是沿马氏体基体螺旋位错线的<111>方向析出，马氏体与奥氏体之间的取向完全符合K-S关系，即无扩散的切变转换模式。
（2）经560℃×3h，空冷时效的钢，从电子衍射花样图上看，一条条黑带为逆转奥氏体，在三个奥氏体斑组成的三角形斑中，奥氏体斑点“脱离”开马氏体斑点，但马氏体的（011）斑点与奥氏体的（111）斑点基本还在一条直线上，奥氏体与马氏体之间取向与K-S关系有一些偏离，但仍保持基本一致。
（3）经860℃×1h空冷＋640℃×3h空冷的钢，显微组织经历了从A→M′、M′→An、An→M〞的相转变过程，这种相转变是靠切变完成的，互为可逆。
640℃×3h空冷时效的钢中马氏体与奥氏体之间的取向基本符合N-W（西山）关系。
（4）480℃时效的钢An与M′的取向符合K-S关系，560℃时效后An与M′的取向开始偏离K-S关系，640℃时效后An与M′的取向符合N-W关系；M′与M〞有取向复原现象，这些现象都是切变机制的基本特征，从而证明了M′→An→M〞是切变的论断。
深入研究发现：
从体心立方的一次马氏体（M′）转变成面心立方的逆转奥氏体（An）是经过两次切变才完成的：
首先由体心立方点阵→密排六方点阵→面心立方点阵，密排六方点阵可以看成是逆转奥氏体的中间相。
局部地区的两次切变是要支付相变能的，所以才有AS点，只有回火或时效温度高于AS点时马氏体的逆转变才能启动。
（5）据观察：
逆转奥氏体是在位错区形核，沿马氏体基体螺旋位错线的〈111〉方向析出，其形核过程可以看成是马氏体相变的逆转变。
逆转奥氏体的长大基本分两种途径：
一种是在原奥氏体晶界或马氏体板条边界的残余奥氏体基础上长大。
此种逆转奥氏体集结生成较大的块状，是不希望出现的。
要消除这种逆转奥氏体，必须首先设法消除残余奥氏体，使其全部转变为马氏体。
或者调整钢的化学成分，改变Ms点,避免残余奥氏体的析出。
另一种是采用适当的调节处理工艺，使奥氏体化元素C、Ni、Mn等通过短程迁移或扩散，产生适度偏聚，促使逆转奥氏体长大。
此时逆转奥氏体形态为短细的棒条状，直径不超过10nm，长度不超过70nm，呈螺旋分布，才能在不降低钢的强度的条件下改善钢的冲击韧性。
由于时效过程中经历了M′→An、An→M〞的转变，促使钢的晶粒细化，甚至对钢强度和韧性同时起好的作用。
3.303Cr13Ni5Mo（HS13/5L）熔敷金属中的逆转奥氏体5
图6中的03Cr13Ni5Mo（HS13/5L）是三峡电站水轮机转轮用焊接材料，焊缝的断裂韧性往往受焊接工艺影响出现大幅度下降，如何通过热处理恢复钢的断裂韧性成为至关重要的问题。
哈尔滨焊接研究所李小宇等为此开展了专题研究，探讨热处理时产生的逆转奥氏体对熔敷金属塑、韧性恢复所起的作用。
试验用试板为03Cr13Ni5Mo
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