奥氏体是铁的一种相，另一种常见相是马氏体，过冷奥氏体是指在一定过冷度下未发生马氏体转变的奥氏体，残余奥氏体是指发生马氏体转变后，还有一定量未发生转变的奥氏体 。

残余奥氏体是淬火未能转变成马氏体而保留到室温的奥氏体。具体说来从成分上讲，奥氏体与过冷奥氏体含碳量是相同的；不同的是，奥氏体是相对较为稳定的相，而在温度快速降低到一定值时，奥氏体会变得不稳定，那就意味着它需要转化成为其它相，而此时的相即为过冷奥氏体。两者没有本质上的区别。

而残余奥氏体是稳定的奥氏体转化后残留下的。因为奥氏体在转化过程中体积要发生变化。结果，基体转化成为马氏体后，残余部分由于空间的限制，导致该部分只能以奥氏体存在；对于碳钢而言，当过冷至零度以下，这部分残余奥氏体会全部转化成为马氏体。

钢经DIF区变形0.6后淬火到300℃再碳分配60s所获得的典型残余奥氏体形貌如下图1所示：

TEM测试结果表明，经DIF区变形后再进行Q&P处理的残余奥氏体形态为无规则形态，即残余奥氏体并不完整且发生弯曲破裂。残余奥氏体边缘存在有高密度的位错。奥氏体存在于马氏体板条中间大约有几十纳米厚度。这种现象主要是由于DIF区变形的缘故。

晶粒越细残余奥氏体强化效果就越明显。与粗晶奥氏体相比较，细晶奥氏体相中要发生马氏体相变需要更多的自由能来满足相变驱动力的要求。在细小晶界积聚的高密度位错抑制了马氏体的生长。因此，残余奥氏体被马氏体所约束导致其无规则形貌。

钢中残余奥氏体的形态为粒状或者片状。片状残余奥氏体有三种分布方式：①被铁素体所包围；②被马氏体所包围；③与铁素体和马氏体相邻。片状残余奥氏体是常常夹在马氏体板条之间，如下图2所示：

铁素体含量越多残余奥氏体的碳含量就越多。较高体积分数的残余奥氏体归因于在变形过程中奥氏体到铁素

体诱导相变使铁素体富碳。在DIF区变形对残余奥氏体的体积分数、碳含量以及其尺度有着重要的影响。晶粒细化加速了残余奥氏体的稳定性。在DIF区的变形特征是动态回复没有完成且静态回复不太可能，主要是由于快速冷却的缘故。所以，高密度的位错被遗留在室温。增加位错密度可以增加元素的扩散速率进而强化奥氏体组织。在碳分配后二次马氏体的形成需要额外的能量。总之，在DIF区变形会稳定残余奥氏体抑制马氏体相变，主要由于残余奥氏体被强化了。

在对低碳钢Q235的单向压缩实验，研究了应变、应变速率和变形温度（高于奥氏体铁素体平衡转变温度Ae3），对形变诱导铁素体相变的影响，结果表明，与先共析铁素体X射线衍射峰比较，形变诱导铁素体的X射线衍射峰明显向小角度漂移，纳米压痕硬度和弹性模量亦明显大于先共析铁素体，说明形变诱导铁素体品格中固溶了大量的C原子，导致立方晶格四方化，进而使得硬度和弹性模量这些物理性能发生了显著改变。此研究表明在高温区形变诱导的具有过饱和碳含量的铁素体本质上是一种马氏体，但在生成机制、形貌及取向关系上与普通热处理形成的马氏体有所不同。

钢淬火到室温后，保留下来的奥氏体称为残余奥氏体，它与过冷奥氏体同属亚稳组织，但两者仍有不同。已发生的转变会对残奥氏体带来影响，如马氏体条间的残余奥氏体碳含量就大大高于平均碳含量，已转变的马氏体会使残余奥氏体处于三向压应力状态等。回火过程中，马氏体将继续转变，这必然影响到残余奥氏体的转变。

当加热到A1～Ms之间时，马氏体的存在可促进珠光体转变，但影响不大。但是马氏体的存在可大大促进贝氏体转变，如下图3：

当加热至Ms以下时，残余奥氏体有可能转变为马氏体。当加热回火时，如残余奥氏体未分解，则在冷却过程中，残余奥氏体将转变为马氏体，这一过程称为催化。

如W18Cr4V淬火后，加热到560℃三次回火，由于560℃是高速钢的珠光体与贝氏体之间的转变奥氏体稳定区，故奥氏体在回火中不发生转变，在随后的冷却过程中它就转变为马氏体。如果该钢在560℃回火后，在冷却过程中在250℃停止，残余奥氏体又变得稳定，这一过程称为稳定化。