γ→α转变取决于γ相的形成。所以，为了避免在室温下形成稳定的奥氏体，镍的含量不应该太高；而为了在不锈钢产生γ→α转变，必须在钢中加入C、Ni、N这类扩大γ相区的元素，要限制如Cr、Mo、Nb、Si这类缩小γ相区的元素，以免δ铁素体保留到室温。从图1-42可得出γ-α转变的范围，即该图中马氏体（M）相区。
（1）马氏体转变 不锈钢的γ→α转变主要为奥氏体向马氏体的转变。含铬为w_Cr12%的不锈钢，在电弧焊的正常冷却速度下，冷却到室温将转变为95%～98%的马氏体和2%～5%的残留奥氏体。不锈钢中的合金元素对马氏体转变的开始温度Ms和结束温度Mf都有影响。表1-3给出了在含铬w_Cr12%的钢中加入一些合金元素对马氏体转变开始温度Ms及转变温度Ac­­₁的影响。可以看到，铬和镍对马氏体转变开始温度Ms的影响相同。18-8钢的Ms值约为-50℃。
在综合考虑了C、Mn、Cr和Ni对马氏体转变开始温度Ms的影响的情况下，得出了它们对Ms的影响的计算公式；
Ms=492-w_C125%-w_Mn65.5%-w_Cr10%-w_Ni29%        (1-5)
此式的系数与表1-3所列的不同，这是由于该表是在含铬w_Cr12%的钢中加入合金元素的。
 

图1-42给出了含铬w_Cr12%，含镍分别为w_Ni1%、4%、6%的焊缝在冷却中发生的奥氏体向马氏体转变的γ→α转变。该图是在下列条件下得到的，用直径4mm焊条，在20mm的厚板上，以8～10kJ/cm的线能量下进行多层焊得到的焊缝金属，在冷却过程中用热电偶测温，同时以磁探针所测得的值。阴影表示过冷δ铁素体的含量，在δ-γ转变中δ铁素体的含量没有变化。从图1-31可以看出，13/1的Cr-Ni焊缝金属，在约290℃时，γ→α转变为马氏体时的转变速度加快，而13/4及13/6的Cr-Ni焊缝金属，分别在约240℃及320℃时γ→α转变为马氏体碳的转变速度加快。这表明了镍对Ms的影响。在焊缝金属冷却倒室温，13/1的Cr-Ni焊缝金属中残留奥氏体的体积分数低于2%，而13/4及13/6的Cr-Ni焊缝金属中残留奥氏体的体积分数分别约为5%和9%。当然，其他元素也有影响，特别是碳，但对含碳量小于w_C0.1%的焊缝金属影响很小。
 
表1-3 含铬w_Cr12%的钢中加入一些合金元素
对马氏体转变开始温度Ms及转变结束温度Ac₁的影响

合金元素	加入质量分数为1%合金元素时马氏体转变开始温度Ms的下降量/℃	加入质量分数为1%合金元素时转变结束温度Ac1的下降量/℃
C	-474	-
Si	-11	+20～30
Mn	-33	-25
Cr	-17	-
Ni	-17	-30
Mo	-21	25
Al	-	30
Co	-	-5
Va	-	50
W	-11	-

 
（2）回火过程中稳定奥氏体的形成
在表1-3中还给出了w_Cr12%铬钢中加入合金元素引起的Ac_1­的变化。可以看到，在加入Ni、Mn、Co等奥氏体形成元素后，使Ac₁移向更低的温度。当Cr/Ni=3左右更加明显，例如w_Cr12%～15%～w_Ni4%～5%钢中的α+γ区向下扩大至约600℃，在该区可发现低碳马氏体Cr-Ni不锈钢。该钢若在约600℃回火时，在马氏体中将形成细小弥散分布的用光学显微镜也无法分辨的奥氏体，这种奥氏体使韧性提高。这种奥氏体很稳定，即使冷却到-196℃也不会分解。从膨胀仪的测试中发现，稳定奥氏体的形成大概从570℃开始，在615℃左右达到最大值，此时，稳定奥氏体约占奥氏体总量的30%。若进一步提高温度，则形成的奥氏体就不稳定，其马氏体转变开始温度Ms约为70℃，冷却会转变为马氏体。当回火加热温度达到750℃（也是α→γ转变结束的温度）时，Ms约达230℃。当回火温度高于615℃时，稳定奥氏体的含量就降低。
现在可以看到，存在三种不同类型的奥氏体。一种是约占7%的残留奥氏体（以Au₁记），它是从γ→α转变为马氏体中留下来的；第二种是细小弥散分布的稳定奥氏体（以Au₂记），它是回火过程中形成的，在回火温度达615℃以上时析出，并在冷却过程中转变成马氏体。图1-43给出了回火温度对12Cr-6Ni-1.5Mo钢的力学性能及奥氏体含量的影响。