第四章-馬氏體相變課件

第五章馬氏體相變第一節(jié)馬氏體相變的主要特征第二節(jié)馬氏體的晶體結構第三節(jié)馬氏體的組織形態(tài)和亞結構第四節(jié)馬氏體相變熱力學第五節(jié)馬氏體相變動力學第六節(jié)馬氏體相變機制第七節(jié)馬氏體的性能第八節(jié)熱彈性馬氏體與形狀記憶效應1第一節(jié)馬氏體相變的主要特征馬氏體？最早認為馬氏體是碳溶于-Fe中的過飽和間隙式固溶體。后來不僅鐵碳合金中而且在有色合金中也存在馬氏體，馬氏體有時不含碳，晶體結構也不只是體心立方，還有密排六方、有序正交、有序面心立方、有序正方等點陣結構。上述定義不適用。2馬氏體相變：替換原子經無擴散切變位移（均勻和不均勻形變）由此產生形狀改變和表面浮凸、呈不變平面應變特征的一級、形核-長大型相變。替換原子無擴散切變（原子沿相界面作協(xié)作運動）、使其形狀改變的相變。馬氏體：馬氏體相變的產物點陣畸變、無擴散、切變?yōu)橹鳌⑿螤钭兓?、位移?馬氏體相變的主要特征：表面浮凸現(xiàn)象和切變共格性馬氏體轉變的無擴散性慣習面和一定的位向關系亞結構轉變的非恒溫性和不完全性馬氏體轉變的可逆性4特征1：表面浮凸現(xiàn)象和切變共格性馬氏體轉變時在預先磨光的表面上產生有規(guī)則的表面浮凸。5預先在磨光表面上劃一直線劃痕，相變后直線變?yōu)檎劬€，直線在新相、母相的界面不折斷，在新相晶內不彎曲。6相變時，相界面宏觀上不轉動，也不變形，保持平面。界面上原子既屬于新相，又屬于母相，這種界面稱為共格界面（第二類共格，切變共格）不畸變也不轉動的晶面稱為不變平面（中脊面）。三種不變平面應變膨脹（或壓縮），切變，切變+膨脹不變平面可以是相界面，也可以不是相界面。共格界面的界面能彈性應變能（共格彈性能）7特征2：馬氏體轉變的無擴散性馬氏體轉變時，晶體點陣的改組只依賴原子微量的協(xié)作遷移，而不依賴于原子的擴散。這一特征稱為馬氏體轉變的無擴散性。

1）只有晶體結構的變化，沒有成分的變化。

2）無擴散并不是說轉變時原子不發(fā)生移動。注意間隙原子碳的擴散，區(qū)別于置換原子的擴散。8特征3：慣習面和一定的位向關系馬氏體總是在母相的特定晶面上析出：慣習面。慣習面即馬氏體轉變的不變平面，總是平行或接近奧氏體的某一晶面，并隨奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫度而變化。1）當C含量小于0.2%時，慣習面為{557}，近{111}；2）當C含量處于0.5%1.4%時，慣習面為{225}；3）當C含量高于1.5%時，慣習面為{259}。4）隨馬氏體形成溫度的下降，慣習面向高指數(shù)方向變化。9馬氏體?奧氏體界面并不都是平面，有時呈彎曲狀，存在界面臺階。宏觀慣習面，微觀慣習面。馬氏體轉變時新相和母相始終保持切變共格性，因此二者存在確定的位向關系。10鋼中兩者的晶體學取向關系：1）K-S關系：

{110}M//{111}；<111>M//<110>

112）西山（N）關系：

{110}M//{111}；<110>M//<112>

3）G-T關系：

{110}M//{111}，差1o

<111>M//<110>，差2o

12特征4：亞結構馬氏體轉變會在馬氏體中形成大量的晶體缺陷：位錯、孿晶、層錯等。如中低碳馬氏體亞結構為位錯；高碳馬氏體亞結構為孿晶；馬氏體的亞結構為層錯。13特征5：轉變的非恒溫性和不完全性一般認為馬氏體相變不能等溫完成，必須不斷降溫中進行。奧氏體以大于某一臨界冷卻速度的速度冷卻到某一溫度（馬氏體轉變開始溫度Ms），不需孕育，轉變立即發(fā)生，并且以極大速度進行，但很快停止，不能進行終了。為使轉變繼續(xù)進行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉變是在不斷降溫的條件下才能進行。當溫度降到某一溫度之下時，馬氏體轉變已不能進行，該溫度稱為馬氏體轉變終了點，Mf。14馬氏體轉變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間無關。馬氏體的降溫轉變稱為馬氏體轉變的非恒溫性。由于多數(shù)鋼的Mf在室溫以下，因此鋼快冷到室溫時仍有部分未轉變奧氏體存在，稱為殘余奧氏體，記為Ar。有殘余奧氏體存在的現(xiàn)象，稱為馬氏體轉變不完全性。要使殘余奧氏體繼續(xù)轉變?yōu)轳R氏體，可采用冷處理。

15特征6：馬氏體轉變的可逆性在某些合金中，冷卻時→M，而重新加熱時馬氏體又能M→，這種特點稱為馬氏體轉變的可逆性。

逆轉變開始的溫度稱為As，結束的溫度稱為Af

。M→A的逆轉變也是在一定溫度范圍內（As-Af）進行。形狀記憶合金的熱彈性馬氏體就是利用了這個特點。

馬氏體轉變最主要的和最基本的只有兩個：切變共格性和無擴散性。其他的特點可由這兩個特點派生出來。16第二節(jié)馬氏體的晶體結構不僅鐵碳合金中而且在有色合金中也存在馬氏體，晶體結構主要有體心立方、體心正方、密排六方、有序正交、有序面心立方、有序正方等晶體結構。馬氏體是碳溶于α-Fe中的過飽和間隙式固溶體，記為M或α'。其中的碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的八面體間隙位置。1、馬氏體可能的晶體結構172、一般鋼中馬氏體的晶體結構馬氏體轉變時只有點陣的改組而無成分的變化，轉變所得的馬氏體與其母相奧氏體的成分一致。碳原子位于面心立方奧氏體的八面體間隙，馬氏體相變后，碳原子依然位于體心立方的馬氏體八面體間隙，但體心立方馬氏體的八面體是扁八面體，兩個軸中有一個軸是短軸。18馬氏體轉變時，因碳仍固溶于α-Fe中點陣八面體間隙位置。這使得c軸伸長，a軸縮短，晶體結構為體心正方。其軸比c/a稱為正方度，馬氏體含碳量愈高，正方度愈大。19馬氏體點陣參數(shù)與C含量的關系馬氏體的晶體結構類型（兩種）：體心立方結構（WC<0.2%）體心正方結構（WC>0.2%）203、馬氏體的異常正方度體心結構馬氏體中，八面體的短軸平行于X軸的稱為X趨向，其中心稱為X位置。相應地存在Y位置和Z位置。不同的鋼馬氏體相變后正方度有變化，說明碳原子可能在X、Y或Z位置，這是與奧氏體中存在著某些與奧氏體化學成分相關的晶體缺陷所造成。21第三節(jié)馬氏體的組織形態(tài)和亞結構鋼中馬氏體的形態(tài)很多，但就其單元的形態(tài)特征和亞結構的特點來看有五種，即：

1）板條狀馬氏體

2）透鏡片狀馬氏體

3）蝶狀馬氏體

4）薄片狀馬氏體

5）ε-馬氏體其中板條狀馬氏體和透鏡片狀馬氏體最為常見1、鋼中馬氏體的組織形態(tài)和亞結構22板條狀馬氏體：常見于低碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼中。其顯微組織是由許多成群的板條組成。亞結構為位錯，也稱位錯馬氏體。板條馬氏體顯微組織特征示意圖23一個原奧氏體晶粒內可以有3~5個馬氏體板條束。一個板條束內又可以分成幾個平行的板條塊；板條塊間成大角晶界，塊界長尺寸方向與板條馬氏體邊界平行；每個板條塊由若干個板條單晶組成，板條單晶的尺寸約為0.5×5.0×20μm。即：板條單晶→板條塊→板條束→馬氏體晶粒。稠密的板條單晶之間夾著高度變形的、非常穩(wěn)定的、厚度約20nm的殘余奧氏體。24亞結構：高密度位錯（0.3~0.9×1012個/㎝-2

），局部也有少量的孿晶。

位向關系：在一個板條束內，馬氏體慣習面接近{111}γ；馬氏體和奧氏體符合K-S關系25透鏡片狀馬氏體常見于淬火高、中碳鋼、及Fe-Ni-C鋼?？臻g形態(tài)呈凸透鏡片形狀，稱透鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，又稱針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體，亞結構為孿晶，也稱孿晶馬氏體。26顯微結構：馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。透鏡馬氏體顯微組織特征27亞結構：孿晶。孿晶的結合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相變孿晶區(qū)，其形成原因目前尚不清楚)。孿晶間距約為5nm，一般不擴展到馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復雜的位錯；也有的片狀馬氏體無中脊。位向關系：片狀馬氏體慣習面接近{225}γ或{259}γ；馬氏體和奧氏體符合K-S關系或西山(N)關系。28蝶狀馬氏體：亞結構為位錯，沒有孿晶。兩翼的慣習面為{225}γ，兩翼的結合面{100}；馬氏體和奧氏體符合K-S關系。29薄片狀馬氏體：亞結構為孿晶。慣習面為{259}γ，和奧氏體符合K-S關系。亞結構為{112}孿晶。與金相試樣磨面相截得到寬窄一致的平直的帶。存在曲折、分枝和交叉。30ε-馬氏體：亞結構為層錯，呈薄片狀。1）ε-馬氏體極薄，僅100300nm；2）慣習面為{111}γ；3）和奧氏體位相關系為：{0001}//{111}，

<111>//<110>。4）亞結構為大量的層錯。31各種馬氏體的晶體結構、慣習面、亞結構、位向關系匯總表322、影響馬氏體形態(tài)及亞結構的因素化學成分馬氏體形成溫度奧氏體的層錯能奧氏體與馬氏體的強度主要是化學成分和馬氏體形成溫度33化學成分：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼：1）C%＜0.3%時，板條馬氏體；2）0.3%～1.0%時，板條和透鏡片狀混合的馬氏體；3）C%

>1.0%時，全部為透鏡片狀馬氏體。并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素

1）縮小γ相區(qū)，促進板條馬氏體。

2）擴大γ相區(qū)，促進透鏡片狀馬氏體。34馬氏體形成溫度隨著馬氏體形成溫度的降低，馬氏體的形態(tài)將按下列順序轉化：板條狀→透鏡片狀→蝶狀→薄板狀；亞結構由位錯轉化為孿晶。1）Ms點高（C%＜0.3%）的鋼：板條狀馬氏體；2）Ms點略低的鋼：板條狀和透鏡片狀混合的馬氏體；3）Ms點更低的鋼：板條狀馬氏體不再能形成，轉變?yōu)橥哥R片狀馬氏體；4）Ms點極低的鋼：片狀馬氏體不再能形成，轉變?yōu)楸“鍫铖R氏體。35奧氏體的層錯能層錯能低時，易于形成薄片狀馬氏體。奧氏體與馬氏體的強度1）當奧氏體屈服強度小于196MPa時，如形成的馬氏體的強度較高，則得到慣習面近{111}的板條馬氏體；如馬氏體強度較高，則得到慣習面為{225}的透鏡片狀馬氏體。2）當奧氏體屈服強度大于196MPa時，則形成慣習面為{259}的透鏡片狀馬氏體。36第四節(jié)馬氏體相變熱力學相變的驅動力：理論上馬氏體相變的驅動力:△GV=GM－GA＜0A→M，ΔGV必須小于零，即轉變溫度必須低于T0以下需要過冷度很大，但要滿足該條件必須降低到很低溫度Ms，Ms點很低。1、Fe?C合金馬氏體相變的熱力學條件37Ms

與To

之間的差值稱為熱滯。

按照熱滯的大小，可將馬氏體相變分為三類：1）以Fe?C合金為代表的由面心立方轉變?yōu)轶w心立方（正方）點陣的馬氏體相變。這類相變具有最大的熱滯。2）以Co合金及奧氏體不銹鋼為代表的由面心立方轉變?yōu)榱近c陣的馬氏體相變，其相變驅動力較小。3）形成熱彈性馬氏體的馬氏體相變，其熱滯最小。

382、Ms點的物理意義及其影響因素奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅動力值對應的溫度。實際生產中，Ms點非常重要。對于一定成分的合金，T0一定，Ms越低，則兩者之差越大，相變所需的驅動力越大。反之，相變所需的驅動力越小。39影響Ms點的主要因素：化學成分（最主要的因素）奧氏體化條件冷卻速度彈性應力和塑性形變預組織轉變磁場40奧氏體化學成分的影響化學成分的影響以C%的影響最為明顯碳含量的影響C%增加，Ms和Mf均下降，馬氏體轉變溫度區(qū)間移向低溫，殘余奧氏體量增加。C%增加，Ms呈連續(xù)下降趨勢，當C%＜0.6%時，Ms下降比Mf下降顯著，當C%增加到C%≥0.6%時，Mf下降緩慢直至基本不變。41合金元素合金元素對Ms點影響比較復雜，多種合金元素同時作用的影響和一種合金元素的影響也不相同。總體上：除了Co、Al

提高Ms外，合金元素均降低Ms。強碳化物形成元素加熱時溶入奧氏體中很少，對Ms點影響不大。42奧氏體化條件奧氏體化條件對Ms影響具有雙重性，加熱溫度高和保溫時間長，有利于C及合金元素的原子充分溶入到奧氏體中（固溶強化），降低Ms

點；但同時引起奧氏體晶粒長大，缺陷減少，晶界強化作用降低，切變阻力減小，Ms點有提高趨勢。43冷卻速度奧氏體在連續(xù)冷卻時，如果它的冷卻速度使奧氏體不可能發(fā)生向珠光體類組織的轉變，而使奧氏體急速過冷，使奧氏體轉變?yōu)轳R氏體。這種獲得馬氏體轉變的最低的冷卻速度，稱為臨界冷卻速度。冷卻速度大于臨界冷卻速度時，奧氏體才能被過冷到Ms點以下而轉變成馬氏體。44冷卻速度的影響目前觀點不統(tǒng)一一般認為：淬火速度較低時，即淬火溫度較高，“C原子氣團”可以形成足夠大尺寸并在缺陷處偏聚，強化奧氏體，使Ms點降低，淬火速度較高時，即淬火溫度較低，抑制了“C原子氣團”形成，對奧氏體強化作用降低，使Ms點升高。也有人為：高速淬火Ms點升高是淬火應力引起。45彈性應力和塑性形變單向彈性拉應力或壓應力能促使馬氏體的形成，使Ms點升高，即應力促發(fā)馬氏體。三向壓應力將阻止體積膨脹的馬氏體的形成，使Ms點下降。在T0為Ms之間，奧氏體在發(fā)生塑性變形的同時將轉變?yōu)轳R氏體，形變誘發(fā)馬氏體，簡稱形變馬氏體。Md：可獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。Ad：可獲得形變誘發(fā)奧氏體的最低溫度。T0為Md上限溫度(理論溫度)；也是Ad下限溫度(理論溫度)。46形變誘發(fā)馬氏體轉變原理示意圖形變補充的機械驅動力化學驅動力自由能溫度Md=馬氏體轉變驅動力47預先組織轉變若馬氏體轉變前預先部分轉變?yōu)橹楣怏w組織，將會使Ms點升高；預先部分轉變?yōu)樨愂象w組織，將會使Ms點降低。原因在于碳含量的不同：相對而言，珠光體富碳，奧氏體貧碳；貝氏體貧碳，奧氏體富碳；碳少，則Ms較高。48磁場增加磁場只是提高Ms點，對Ms點以下的馬氏體轉變和總的轉變量無影響。轉變過程中增加磁場，轉變量的增加趨勢與未加磁場相同，撤去磁場，轉變量又回到未加磁場狀態(tài)。磁場對Ms點影響與形變誘發(fā)馬氏體影響相似，增加磁能補充了相變所需的驅動力，使馬氏體相變能夠產生。49第五節(jié)馬氏體相變動力學馬氏體相變是一個形核和核長大的過程，但是由于其具有轉變速度快的特點，研究其動力學轉變特點很困難，可以將馬氏體轉變的動力學分成幾種情況。1）降溫形成馬氏體的動力學2）等溫形成馬氏體的動力學3）爆發(fā)形成馬氏體的動力學501、降溫形成馬氏體的動力學（降溫瞬時形核、瞬間長大）生產實際常見，這類馬氏體降溫形成，馬氏體形成速度極快，特點：馬氏體降溫瞬間形核，瞬間長大，可以認為馬氏體轉變速度取決于形核率而與長大速度無關。馬氏體轉變量取決于冷卻所達到的溫度，而與時間無關。51降溫馬氏體相變的動力學特點：1）奧氏體被過冷到Ms點以下，在該溫度能夠形成的馬氏體晶核瞬間即可形成，且需不斷降溫，馬氏體晶核才能不斷形成，形成速度極快。2）晶核形成后馬氏體的長大速度極快，馬氏體長大所需激活能極小。3）一個馬氏體單晶長大到一定尺寸后不再長大，馬氏體相變的進行是依靠溫度進一步降低，形成新的馬氏體晶核并長大。522、等溫形成馬氏體的動力學特點：馬氏體等溫形核，瞬間長大，形核需要孕育期，形核率隨過冷度增大而先增后減，轉變量隨等溫時間延長而增加。等溫轉變動力學圖呈C字形。馬氏體轉變速度取決于形核率而與長大速度無關。等溫形成馬氏體是新產生的馬氏體片，而不是已形成馬氏體的長大。53相變不能進行到底，只能有部分奧氏體可以等溫轉變?yōu)轳R氏體。543、爆發(fā)形成馬氏體一些Ms點在0oC以下的合金，冷卻到Ms點以下一定溫度時，在一瞬間（千分之一秒）可劇烈地形成大量馬氏體，稱為爆發(fā)馬氏體。特點：自觸發(fā)形核，瞬間長大，連鎖式反應，爆發(fā)式轉變。55習慣上用Mb表示爆發(fā)式馬氏體轉變時的溫度。細晶粒合金爆發(fā)轉變量較少，晶界是爆發(fā)傳遞的障礙。以上三種相變動力學比較：形成和形核率不同，長大速度均極大564、熱彈性馬氏體轉變動力學Au-Gd,Cu-Al合金中的馬氏體轉變屬于熱彈性馬氏體轉變動力學。其特點是馬氏體降溫形核、降溫長大。在一定溫度下形成的馬氏體核心，瞬間長大到一定尺寸，但這并不是最后尺寸。溫度降低時，除了繼續(xù)生核外，已形成的馬氏體積雪長大、加厚，即馬氏體變溫長大。575、奧氏體穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外界因素作用下，由于內部結構發(fā)生了某種變化而使奧氏體向馬氏體轉變呈現(xiàn)遲滯現(xiàn)象。奧氏體穩(wěn)定化將使冷至室溫時的殘余奧氏體量增多，從而使硬度降低或零件幾何尺寸變得不穩(wěn)定。包括熱穩(wěn)定化和機械穩(wěn)定化。58奧氏體熱穩(wěn)定化淬火時因緩慢冷卻或等溫停留使冷卻暫時中斷，引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉變遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體熱穩(wěn)定化。C、N原子釘扎位錯，強化奧氏體，增加相變阻力。59機械穩(wěn)定化在Md點以上對奧氏體進行塑性變形，當型變量足夠大時，可以引起奧氏體穩(wěn)定性的提高，使隨后冷卻時馬氏體轉變難以進行，Ms點降低，殘余奧氏體顯著增多，稱為奧氏體機械穩(wěn)定化。塑性變形引入各種晶體缺陷，引起奧氏體穩(wěn)定性的提高。60第六節(jié)馬氏體相變機制無擴散共格切變點陣重構是由原子基體的、有規(guī)律的微小近程遷動協(xié)作完成的，沒有成分變化。形核長大611、馬氏體的形核非均勻形核，在母相中某些有利位置優(yōu)先形核。能量起伏及結構起伏的有利位置（缺陷）降溫瞬時形核（非熱激活形核），不斷降溫使更小的核胚成為晶核理論1：位錯形核；理論2：層錯形核等溫形核（熱激活）目前關于馬氏體形核理論仍有爭議622、馬氏體相變的切變模型1）K-S切變模型2）G-T切變模型1）K-S切變模型：具有K-S位向關系。63642）G-T切變模型：兩次切變模型。均勻切變：具有宏觀形變的切變，即切變時不僅發(fā)生點陣改組，且晶體外形也發(fā)生變化。非均勻切變：切變時只是點陣發(fā)生改組而外形不發(fā)生變化。切變的同時伴隨著滑移或者孿生。652）接著在(112)的[11-1]方向發(fā)生1213o的第二次切變，即非均勻切變，使之成為馬氏體體心正方點陣。3）最后做微小調整，使得晶面間距符合實驗結果。1）在接近{259}慣習面上發(fā)生第一次切變，即均勻切變。點陣改組，晶體產生宏觀變形，表面出現(xiàn)浮凸。66高溫下馬氏體轉變以滑移方式，位錯低溫下馬氏體轉變以孿生方式，孿晶原因：臨界切應力與溫度的關系673）馬氏體的長大（共格關系，彈性能）馬氏體形核后通過切變逐漸長成馬氏體片或條。馬氏體的長大只需靠近界面處的奧氏體中原子做少量的協(xié)同性位移即可轉移到馬氏體點陣中，故而馬氏體轉變速度極快。68第七節(jié)馬氏體的性能強度和硬度塑性和韌性馬氏體相變誘發(fā)塑性其他物理性能高碳鋼馬氏體的顯微裂紋69有色合金馬氏體，強度硬度很低；鋼中馬氏體，強度硬度都很高，韌性塑性較低。鋼中馬氏體的硬度和強度鋼中馬氏體的硬度隨含碳量的增高而增大，但當C%≥0.6%，淬火鋼的硬度接近最大值，C%進一步增加，殘余奧氏體含量增加，硬度值增加緩慢甚至下降。合金元素對馬氏體的硬度影響不大。1、馬氏體的硬度和強度70強度（強化機制）相變硬化、固溶強化、時效強化、晶界強化等。固溶強化（點陣不僅膨脹，而且畸變）1）起作用的主要是碳原子，合金元素效果不大。2）碳原子固溶于奧氏體強化效果不大，而固溶于馬氏體強化效果顯著，why?奧氏體八面體為正八面體，碳原子的固溶只引起對稱畸變；馬氏體中的八面體為扁八面體，碳原子固溶后引起不對稱畸變，造成應力場，阻礙位錯運動。71相變強化（大量微觀缺陷）馬氏體轉變時的非均勻切變以及界面附近的塑性變形將在馬氏體晶體內造成大量的微觀缺陷，使馬氏體強化。孿晶的強化效果大于位錯等。72時效強化（碳原子擴散偏聚）碳原子極易擴散，室溫下可以通過擴散產生碳原子的偏聚而產生時效強化。晶界強化（原始奧氏體晶粒越細小，馬氏體板條群越細小）Hell-Pitch公式，即材料屈服強度0.2與晶粒尺寸d的關系：0.2=A+Bd?1/2馬氏體強度高的原因很多，其中碳原子的固溶強化起著最主要作用。732、馬氏體的塑性和韌性1）一般馬氏體的塑性和韌性低于下貝氏體、珠光體和鐵素體。2）板條狀馬氏體具有相當?shù)乃苄院晚g性，而片狀馬氏體的塑性和韌性較差。馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結構：低碳鋼馬氏體亞結構為位錯；高碳鋼馬氏體亞結構為孿晶。74高碳鋼片狀馬氏體的韌性亞結構為孿晶，有效滑移系少。碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。馬氏體內部存在顯微裂紋。75低碳鋼板條馬氏體的韌性亞結構為位錯，塑性變形時，位錯的運動(滑移)比孿生容易進行。而且碳化物優(yōu)先在位錯處形成。位錯網形成的胞狀位錯亞結構分布不均勻，存在低密度位錯區(qū)，為位錯移動提供了余地，而位錯開動可以緩解應力集中提高塑性；無顯微裂紋存在。綜上，馬氏體的韌性主要取決于亞結構，而亞結構取決于C%。763、馬氏體相變誘發(fā)塑性金屬及合金在相變過程中塑性增大，往往在低于母相屈服極限時發(fā)生塑性變形，即相變誘發(fā)塑性。

馬氏體形成可緩解或松弛局部應力集中，防止裂紋形成或者抑制微裂紋擴展，提高塑性和斷裂韌性。隨著形變馬氏體量的增加，形變強化指數(shù)提高，變形抗力增加，導致已塑性變形區(qū)再發(fā)生塑性變形困難，從而抑制頸縮的形成，使隨后的變形發(fā)生其它部位，提高了塑性變形能力。774、馬氏體的物理性能1）馬氏體為鐵磁相，C%增加，磁飽和強度降低；2）馬氏體電阻較奧氏體和珠光體高。3）馬氏體與奧氏體的比