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1、第四章马氏体相变,早在战国时代，人们已经知道可以用淬火，即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷的方法，提高钢的硬度。用经过淬火的钢制成的宝剑可以“削铁如泥”，但在当时，对于淬火能提高钢的硬度的本质还不清楚。 直到十九世纪末期，人们才知道：钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，因而引起了钢的性能的改变。 为了纪念著名的德国冶金学家Adolph Martens，法国著名冶金学家Osmond建议：将钢经淬火所得的高硬度相称为马氏体，并因此而将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。 由于钢在生产上得到了最广泛的应用，以及马氏体转变最先在钢的淬火过程中发现，因此在十九世纪末、二十世纪初，主要局限于研究

2、钢中的马氏体转变及转变所得的马氏体。,二十世纪三十年代，用X射线结构分析方法测得钢中的马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和固溶体，马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳。因此，曾一度认为所谓的马氏体就是碳在-Fe中的过饱和间隙固溶体。对马氏体转变的研究，初期着重于了解马氏体转变与钢中其他转变的不同点。正是由于观察到了一系列不同于其他转变的特点，曾经有人认为马氏体转变与其他转变不同，是一个由快冷造成的内应力场所引起的切变过程。 四十年代前后，在Fe-Ni，Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中也发现了马氏体转变，不仅观察到了冷却过程中发生的马氏体转变，还观察到了在加热过程中所发生的马氏体转变。 新观察到

3、的马氏体转变的特征和钢中马氏体转变的特征相似。 基于这一新的发现，人们不得不把马氏体的定义修改为：在冷却过程中所发生的马氏体转变的产物统称为马氏体。,一. 马氏体转变的切变共格和表面浮突,预先磨光表面的试样，在马氏体相变后表面产生突起，这种现象称之为表面浮突现象,4.1 马氏体(M)相变的主要特征,马氏体转变引起的表面浮凸示意图,预先在磨光表面上划一直线划痕，相变后直线变为折线(图)，直线在新相、母相的界面不折断，在新相晶内不弯曲。上述现象表明，M相变就像形变中的切变一样。切变使得发生上述宏观形变。,预先在磨光表面上划一直线划痕，相变后直线变为折线(图)，直线在新相、母相的界面不折断，在新相晶

4、内不弯曲。上述现象表明，M相变就像形变中的切变一样。切变使得发生上述宏观形变。 而且，在上述相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以相界面称为不变平面。当相界面为不变平面时，界面上原子既属于新相，又属于母相，这种界面称为共格界面。由于是切变共格，也称为第二类共格。不变平面也可以不是相界面，不变平面就为中脊面。,二. 无扩散性,实验测定出母相与新相成分一致。在钢中，曾测出，奥氏体的含碳量马氏体含碳量，转变前后碳含量没有变化。而且，马氏体形成速度极快，一片马氏体在 510-5510-7秒内生成。即使在-20-196以下也是同样快速，而C原子在-60以上才能进行有效扩散，此温度远高于相变温度的下限

5、-196 ，故转变时不会有扩散发生。 近年来，一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问： a) Thomas发现在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量达0.4%1.04%，远远大于钢的平均含碳量，说明碳原子有可能从马氏体扩散到奥氏体。 与多数实验测定的结果不同。 b) 上海交大徐祖耀计算出马氏体内C原子扩散需时间为7.310-310-7s，而条状M形成时间为10-3-10-6s，比较两者时间，说明扩散跟得上马氏体转变的速度，即转变时可能有扩散发生。虽然这二个结果不足以推翻过去的马氏体相变无扩散的结论，但至少表明尚存有不同的观点。,相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化。作小

6、于一个原子间距位置的位移，因此A与M保持一定的严格的晶体学位向关系。 不变平面又称为惯习面，马氏体即在此平面上形成，如中脊面。 (1) 惯习面 即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近A的某一晶面，并随A中含碳量及马氏体形成温度而变化。 当C含量 0.6%时，惯习面为111A； 当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为225A； 当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为259A 。 惯习面也可因马氏体形成温度而变化。 对于C量较高的钢，先形成的M的惯习面为225A，后形成的M的惯习面为259A。,三. 具有特定的位向关系及惯习面,(2) 位向关系,(a) K-S关系 1930年，库尔鸠莫夫与Sa

7、chs在1.4%C的碳钢中发现，M与A有下述关系： 110M /111A ； M / A 。,钢中马氏体在111 A 面上形成时可能的六种不同的k-s取向,由图可以看到奥氏体的位向关系和可以看到马氏体的位向关系。马氏体转变时，M和A位向关系可见图，该图中的各个三角形表示了A的111 A，而矩形则表示了M的110 M，二者重叠在一起则保持了奥氏体111 A 与马氏体的110 M 相互平行。三角形的任一条边，即为一个 A。当它和M的 M方向即矩形的对角线重合在一起时，就保持了相互平行。这就是M转变的K-S关系。,(b) 西山关系,1934年，西山在铁镍合金中发现，在室温以上形成的M与A之间存在K-

8、S关系，而在-70以下形成的M与A呈下列关系： 110M /111 A ； M / A,由图可见，A的(111)面上存在三个不同的方向。由图可见，M的(110)面中的位向关系。,马氏体转变时，M和A的位向关系可见图，该图中三角形代表了A的一个111 A，三角形内三条垂线表示了三个 A方向。图中三个矩形表示了M的三个110 M，其长边表示了M的方向。 当矩形依图中所示方位放置于三角形之上时，就会有关系： 110 M / 111 A,此时M的 M和A的 A也符合平行的关系。这就是马氏体转变的西山关系。,(c) G-T关系 1994年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，M

9、与A的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系。,四. 马氏体转变的非恒温性（在一个温度范围内完成） 奥氏体以大于某一临界速度V的临界速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生。并且以极大速度进行，但很快停止。 这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表。 为使转变继续进行，必须继续降低温度，所以马氏体转变是在不断降温的条件下才能进行。马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关(如图所示)。,五. 马氏体转变的可逆性 由MA的转变称为马氏体的逆转变，逆转变开始的温度称为As，结束的温度称为Af。 六. 马氏体转变的不完全性 存在残余奥氏体，用 A或AR表示。 原

10、因：受到钢中碳含量的影响。如下图所示。,4.2 马氏体转变的热力学,一. 马氏体转变的热力学条件 马氏体和奥氏体的自由能均随温度上升而下降，到 T0 温度时二者相等(如图)。 与加热转变不同，当 A 被过冷到略低于 T0 时，M转变并不发生, 必须过冷到T0以下某一温度MS时，才会发生M转变，到Mf点结束转变。,T0、MS的物理意义是： T0 A自由能与M自由能相等的温度； MS M开始转变温度，即达到可提供马氏体相变所需的最小驱动力的温度； Mf M连续转变的最低温度点。,T0、MS 和Mf 与碳含量的关系见图,Fe-C合金马氏体转变与含碳量的关系,奥氏体与马氏体的自由能与温度的关系,M转变

11、的驱动力,当A具有一般大小的晶粒度，完全A化后，马氏体相变的驱动力为： G =-GV +V + 其中，GV为M相变时化学驱动力，即二相自由能差GAM；V 表征进行不变平面切变时，改变晶体结构及形状的能量及马氏体邻近基体进行形变的切变能量。其中，V 表示M(或A)克原子体积；为切变角；为强度； 为M相变时造成的位错应变能、孪晶界面能、层错能及磁场能之和。 当 G 0 时，即化学驱动力 GV 大于等于阻力(后二项之和)时，M相变可发生。,二. 影响钢的MS因素,(一)、奥氏体的化学成分的影响 奥氏体的化学成分是影响s点的最主要的因素。 、碳含量Wc Wc，Ms、Mf；Ms和Mf下降不一致。 Wc0

12、.2%，Wc， Ms直线下降。 Wc0.6%，Mf下降缓慢，Mf0。 原因：C%，使A的强度，相变阻力，切变困难，Ms。,、合金元素 除Co、Al以外，大多数合金元素总是使Ms 、Mf下降。,(二)、形变与应力的影响 1、形变的影响 (1) 若在Ms以上某一温度范围内经塑性变形会促进奥氏体 在该温度下向马氏体相变，使Ms升高，产生应变诱发马氏 体。 塑性变形产生应变诱发马氏体的温度有一个最高上限， 此时的温度称为应变诱发马氏体温度点，简称为Md点。Md不 能大于T0。形变马氏体的形态与前述的马氏体相同。 (2) 若在MsMf温度范围内的某一温度进行塑性变形也会促进奥氏体在该温度下向马氏体相变。

13、 (3) 若在Md以上某一温度范围内经塑性变形不会产生应变诱发马氏体。 2、应力的影响 (1) 在奥氏体状态下施加拉应力或单向压应力会促进马氏体 形成，Ms升高。 (2) 在奥氏体状态下施加多向压应力会阻碍马氏体形成，Ms 下降。,马氏体与奥氏体的自由能与温度的关系,形变诱发马氏体相变原理示意图,(三)、奥氏体化条件的影响 加热温度和保温时间的影响是两方面的： 1、提高奥氏体化加热温度和保温时间，奥氏体晶粒长大，缺陷减少及奥氏体均匀化。马氏体形成的阻力减小，Ms升高。 2、提高奥氏体化加热温度和保温时间，有利于碳和合金元素溶入奥氏体中。Ms下降。 3、若排除化学成分的影响，提高奥氏体化加热温度

14、和保温时间，使Ms升高。 (四)、淬火冷却速度的影响 冷却速度不改变Ms，但改变形成的马氏体的状 态。,(五)、磁场的影响 钢在磁场中淬火冷却时，外加磁场将诱发马氏 体相变，使Ms点升高，马氏体相变量增加；弹对Ms 点以下的相变行为并无影响。 (六)、存在先共析马氏体组织 马氏体相变之前存在珠光体，Ms点升高。奥氏体相 变为珠光体时，渗碳体为领先相，珠光体优先在富 碳的奥氏体区形成。 马氏体相变之前存在贝氏体，Ms点下降。奥氏体相 变为贝氏体时，铁素体为领先相，贝氏体优先在贫 碳的奥氏体区形成。,4.5 钢中马氏体的晶体结构,一.马氏体点阵常数和含碳量的关系马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式

15、固溶 体，记为马氏体M或。 奥氏体具有面心立方点阵，溶入的碳原子位于铁原子所组成的正八面体中心。 马氏体相变时，面心立方的奥氏体通过切变相变为体心立方的-Fe，此时，马氏体中的碳原子仍停留在六个铁原子所组成的八面体中心。C原子位于八面体面心或棱边中心，即扁八面体的中心，C原子溶入后，会使短轴（c轴）伸长，长轴（a轴）缩短。其轴比c/a不再等于1，称为马氏体的正方度。(c，a为点阵参数)。,奥氏体a)与马氏体b)的点阵结构及溶于其中的碳原子所在的位置,马氏体含碳量愈高，正方度愈大。,奥氏体与马氏体的点阵参数与含碳量的关系,碳含量对c，a的影响可见式(5-1)。 c =0+ (5-1a) a =0

16、+ (5-1b) c/a =1 + (5-1c) 式中： 00.2861 nm (-Fe点阵参数)； = 0.1160.002； =0.0460.001； = 0.0130.002； 马氏体碳含量(重量%)。,二. 马氏体的异常正方度,有些钢的马氏体的正方度远偏离式(4-1)的数值，测试表明，这是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的。 C原子在-Fe中有三组可能的位置，依其短轴所在方向而定。当其短轴平行于a轴方向时，称为X位置，如图所示；当其短轴平行于c轴或b轴方向时，则分别称为Z位置和Y位置，如图所示。当大于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要高于式(4-1)给出的数值，称

17、为异常高；当小于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要低于式(4-1)给出的数值，称为异常低；且有当80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y二个位置时，才会出现正常的正方度。,当碳含量小于0.2%时，C原子偏聚于马氏体的位错线或是均匀地分布在X、Y和Z三个位置上，即处于完全无序状态。C原子的存在虽然引起点阵常数的增加，但不会改变正方度 。,4.6 钢及铁合金中马氏体的组织形态,由于马氏体的性能与马氏体的组织形态密切相关，故多年来，人们对于马氏体的组织行他进行了广泛的研究。在早期主要用光学显微镜观察马氏体的组织形态。近年来，随着电子金相技术的发展，用薄膜透射技术观察了各种钢

18、的马氏体组织形态及其内部的亚结构。 钢中马氏体的组织形态随钢中含碳量、合金元素含量以及马氏体的形成温度等的改变而改变。 现在已观察到的钢中马氏体的形态有：板条状马氏体、蝴蝶状马氏体、透射片状马氏体、薄片状马氏体等。 其中板条状马氏体、透射片状马氏体最为常见，最为重要。,一. 板条马氏体 出现于低、中碳钢中，其形貌可见图。 每个单元呈窄而细长的板条，板条体自奥氏体晶界向晶内相互平行排列成群。 其中的板条束为惯习面相同的平行板条组成。 板条宽度0.10.2微米，长度小于10微米，板条间有一层奥氏体膜；一个奥氏体晶粒内包含几个板条群。 一个奥氏体晶粒有几个束，一个束内存在位向差时，也会形成几个块。

19、板条群之间为大角度晶界，板条之间为小角度晶界。 板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状。,板条马氏体显微组织特征示意图,低碳马氏体的组织形态,二. 透镜片状马氏体(简称片状M),出现于中、高碳钢中，其形貌可见图。立体外形呈双凸透镜状，断面为针状或竹叶状。 马氏体相变时，第一片分割奥氏体晶粒，以后的马氏体片愈来愈小。 M形成温度高时，惯习面为225A，符合K-S关系； 形成温度低时，惯习面为259 A ，符合西山关系.片状M的亚结构为112M的孪晶。,M还有其它形态如蝶状、薄片状与薄板状等。,光镜下,三. 其它马氏体形态 1.蝶状马氏体（多角状马氏体）,在板条和片状的形成温度范围之间形成；

20、立体形态：V形；断面呈蝴蝶形； 亚结构为高密度位错，无孪晶； 惯习面： 255 与母相的晶体学位向关系符合KS关系。,2.薄片状马氏体,薄片厚度约为310mm； 立体形态：薄片状，断面呈平直带状，具有曲折、分枝等形态； 亚结构为孪晶，无中脊； 惯习面： 259 与母相的晶体学位向关系符合KS关系。,3.马氏体,薄片厚度约为100300nm； 立体形态：薄片状； 亚结构为高密度层错； 点阵结构：密排六方晶格 惯习面： 111 与母相的晶体学位向关系： 111 0001； 111 1120,四. 影响M形态及其内部亚结构的因素,1. 化学成分 （1）含碳量 奥氏体中碳含量的影响最为重要，在碳钢中，

21、当碳含量： C1.0%时，生成片状M，亚结构为孪晶； C为0.31.0%时，生成混合型组织(片状+板条),随着碳含量的增加，马氏体的形态由板条状往片状以及薄板状转化。,（2）合金元素的影响 凡能缩小奥氏体区的均促使得到板条马氏体； 凡能扩大奥氏体区的，将促使板条马氏体转化为片状马氏体； 能显著降低奥氏体层错能的合金元素将促使转化为马氏体。,2. 形成温度 MS点较高的A，冷却后形成板条M，亚结构为位错; MS点不高不低的A，冷却后形成混合型组织(片状+板条M)，亚结构为位错+孪晶。 MS点较低的A， 冷却后形成片状M，亚结构为孪晶; MS点极低的A，形成薄片状马氏体,3. 奥氏体的层错能 奥氏

22、体的层错能愈低，愈难形成相变孪晶，愈趋向于形成位错板条马氏体。 4.奥氏体和马氏体的强度 马氏体形态与MS点处的奥氏体的屈服强度有关。 (1) 屈服强度小于196MPa时，形成惯习面为111的位错板条马氏体或惯习面为225的透镜片状马氏体； (2)屈服强度大于196MPa时，形成惯习面为259的透镜片状马氏体；马氏体形态与形成的马氏体的强度有关。,5、滑移和孪生变形的临界分切应力的大小 若T0位于MSMf之间。 在较高温度 （MST0）下，滑移变 形的临界分切应力小于 孪生变形的临界分切应 力，形成位错型马氏 体； 在较低温度（T0Mf）下，孪生 变形的临界分切应力较 低，形成孪晶型马氏 体。

23、,滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系,4.7 奥氏体稳定化,奥氏体稳定化是指A在外界因素作用下，促使内部结构发生了某种变化而使AM的转变呈现迟滞的现象。 由于奥氏体的稳定化将使室温时的残余奥氏体增多，从而降低硬度或者使零件在使用过程种的几何尺寸变得不稳定。因为在使用过程中残余奥氏体会发生转变而使体积增大。 另一方面，残余奥氏体增多可能会使接触疲劳强度增强。 奥氏体稳定化分为热稳定化和机械稳定化两类。 1. 热稳定化 淬火时，冷却中断或冷却缓慢会引起A稳定化提高，使马氏体转变滞后，冷至室温时，残余A增加的现象。,由图可见，冷却中断后继续冷却，转变并不立即恢复，而要滞后一段温度, 转变才继续进行

24、。 冷却到室温时，未转变的残余奥氏体量也增多。 奥氏体热稳定化程度可用滞后温度以及室温时的残余A增量来表示。 冷却缓慢相当于在一连串温度下的短时间停留，故也会造成稳定化。,Ms点以下奥氏体热稳定化现象示意图,实例：油淬得到的残A比水淬多。 原因：在油中冷却速度缓慢，而在水中冷却速度 较快。 引起热稳定化的必要条件是：碳和氮的存在。 原因（热稳定化机理）：奥氏体的热稳定化是由 于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子 与位错发生交互作用形成柯氏气团，从而强化奥氏 体，使马氏体相变的阻力增大所致。 热稳定化有一温度上限，通常以MC表示，只有在 MC点以下，等温停留或缓冷才会造成热稳定化。 MC

25、点可以高于M点，也可以低于M点，视钢钟而 定。,影响热稳定化的因素: 等温时间 在一定的温度下，等温停留时间愈长，奥氏体热稳 定化程度愈高。, 等温温度 若等温时间不变，则随着等温温度的升高，奥氏体热稳定化程度先升高；超过某一温度反而下降，即出现反稳定化现象, 已转变的M量 已转变的M量越多，A的稳定化程度也越高。, 化学成分的影响 C、N对奥氏体热稳定化影响最大； 在同样的冷却条件下，钢中含碳量愈高，奥氏体热稳定化程度愈高。 碳化物形成元素Cr、Mo、V能促进奥氏体热稳定化。 非碳化物形成元素Ni、Si对奥氏体热稳定化影响不大。,含碳量对奥氏体热稳定化的影响,2. 机械稳定化,在Md以上，对

26、A进行塑性变形，当形变量足够大时，可引起A稳定化。这种稳定化称为机械稳定化。即M相变困难，MS点降低，残余A增多。 在Md以下，对A进行塑性变形，可以诱发M相变，从而使残余A机械稳定化。 另外，马氏体相变所引起的相硬化也能引起奥氏体的机械稳定化。,少量塑性变形对马氏体转变具有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。 小变形时，往往增加奥氏体中的层错，并在晶界及孪晶界处生成位错网络，形成胞状结构，这种缺陷组态将有助于马氏体的形核； 变形度较大时，奥氏体中将形成高位错密度区和亚晶界，使奥氏体强化，从而使奥氏体稳定化。,塑性变形对马氏体转变量的影响 M：形变奥氏体在液氮中冷处理后

27、的马氏体量；M0：未形变奥氏体经相同处理后的马氏体量,3. 奥氏体稳定化规律在生产中的应用 1）保留一定残留奥氏体量，以减少工件变形 采用分级淬火：在Ms以上温度停留，产生奥氏体热稳定化，控制残留奥氏体量。 采用等温淬火，控制残留奥氏体量。 提高奥氏体化温度，增加奥氏体含碳量，降低Ms点，以增加钢中的残留奥氏体含量。 2）尽量减少奥氏体量，以提高工件的硬度和耐磨性 增加淬火的冷却速度，减小奥氏体的稳定性。 分级淬火时，选择在Ms点附近，减小奥氏体的热稳定化程度，减少残留奥氏体含量。 淬火后，尽量缩短冷处理工艺的间隔时间，增加冷处理后的马氏体含量。 淬火后，在一定温度回火，使残留奥氏体发生反稳定

28、化，在回火冷却过程中转变为马氏体，以提高钢的强度和硬度。 3）增加奥氏体的稳定性，以保证工件尺寸的稳定性和钢的强韧性,4.8 马氏体的机械性能,一. 马氏体的硬度和强度1. 马氏体的硬度 马氏体的硬度决定于马氏体的含碳量。 在图中可见：曲线1 即为完全淬火后所得的硬度曲线，当C量低时，淬火后马氏体的硬度随碳量增加而升高；当C量高时，Mf已在0以下，淬火后得到M+A双相组织。故随C量增高，A量增加，由于A硬度低，硬度反而下降。,不同碳含量的钢淬火后的硬度及碳含量与残余奥氏体量的关系,曲线2，对于过共析钢采用的是高于AC1的不完全淬火，所得马氏体中碳含量即为该温度下A的饱和C浓度，温度不变时均相同

29、，故随碳含量增高，硬度基本不变。 曲线3采用完全淬火并进行冷处理，使奥氏体全部转化为马氏体，所得即为马氏体硬度和碳含量关系。,不同碳含量的钢淬火后的硬度及碳含量与残余奥氏体量的关系,由此可以得出结论：马氏体硬度随碳含量增加而显著升高，但当碳含量超过0.6%时，硬度增长趋势下降。,(1) 相变强化 位错和孪晶，使马氏体得到强化。即相变强化。 无碳马氏体的屈服强度为284Mpa，而退火铁素体的屈服强度仅为98137Ppa，即位错马氏体的相变强化使强度提高了147186Mpa。,2. 马氏体高硬度、高强度的本质,(2) 固溶强化图中虚线是淬火后立即在0测得的马氏体的强度0.6 与含碳量关系。由曲线可

30、见，随含碳量增加，马氏体强度升高，然而，含碳量在0.4%以上时，强度不再上升。,原因：由于C原子造成了点阵的不对称畸变引起的。 当碳量小于0.4%时，碳原子溶入到由马氏体的铁原子组成的扁八面体中心，使短轴方向伸长36%，另两个长轴方向缩短4% ，发生不对称畸变，点阵结构变为 体心立（或正）方。 不对称畸变形成强烈应力场，C原子即处于该应力场的中心。该应力场与位错产生强烈的交互作用，阻止位错运动，从而使强度上升。 当固溶的C接近0.4%时，强度提高约700 MPa。 当碳量大于0.4%时，由于C原子靠的太近，相邻碳原子应力场相应抵消而会降低强化效应。,(3) 时效强化,曲线2是淬火后在0停留3小

31、时测得的0.6 与含碳量关系。由曲线可见，在时效过程中由于C原子通过扩散（只需数秒至数分钟）在晶体孪晶界的偏聚，引起时效强化，使马氏体的强度进一步升高，并且，随含碳量升高，时效强化效果愈显著。,Fe-Ni-C合金马氏体在0的屈服极限0.6与碳含量关系,（4）马氏体的形变强化特性 在不同残余变形量的条件下，马氏体的条件屈服强度与碳含量的关系如下： 当残余变形量很小时（0.02%），屈服强度0.02几乎与含碳量无关； 当残余变形量为2%时，屈服强度0. 2随碳含量的 增加而急剧增大。 马氏体本身较软，通过塑性变形而急剧加工硬化，形变强化指数大，加工硬化率高。 碳含量越高，形变强化效果越明显。 马氏体的形变强化特性与畸变应力场有关。,（5） 亚结构对马氏体强度的影响 当碳含量小于0.3%时，由于位错强化，使强度与碳含量呈直线关系；当碳含量大于0.3%时，出现孪晶，使硬度的增长偏离直线，说明孪晶有一附加强化机制。碳含量相同时，孪晶马氏体强度高于位错马氏体。,