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2012春季学期材料力学性能课程论文院（系）材料科学与工程专业材料科学与工程学生唐骜学号 1091900101班号 0919001铁碳马氏体的强化机制唐骜1091900101摘要：本文以铁碳马氏体的组织形貌以及马氏体转变过程为出发点，引述了马氏体的主要强韧化机制。
并通过引用各学者的实验结论，得到了铁碳马氏体的强韧化机理。
关键词：马氏体，强韧化机制，高强度钢，低碳钢，时效1. 马氏体概述马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。
将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
马氏体最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。
马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，但是在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状的原因。
马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。
中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。
高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体。
2. 马氏体相变特征马氏体转变的一般定义为：过冷奥氏体以较快的速度冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变称为马氏体相变。
其主要特点有以下几点：（1）马氏体相变是无扩散相变。
马氏体相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。
马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移，这种位移是切变式的。
哈尔滨工程大学科技成果——纳米相强化高强度、高韧性船用钢项目概述尽管我国已成为世界造船第一大国，粗钢产量也位居世界前列，但是，我国在高性能钢铁材料开发方面仍然面临很大的技术瓶颈，严重阻碍了我国造船业发展。
本项目是在美国大型船开发的高强度低合金钢的基础上，通过技术消化吸收和集成创新，开发出新型纳米相强化高强度、高韧性、耐冲击船用钢。
该产品可以通过产品性能调整满足不同民用船舶建造的需要。
纳米相强化高强度、高韧性、耐冲击船用钢同其他钢种相比具有几个明显优势。
首先本项目是在美国船用钢基础上通过集成创新发展而来，因此技术成熟，研制和产业化周期短；同时，这种新型纳米相强化钢在具有高强度、高韧性的同时具有优秀的焊接性能，这是其他钢种所不具备的，因此更适合应用于大型船舶的建造上。
这种新型纳米相强化钢可通过传统钢材的制造工序与新技术的结合获得，在原有钢材生产的基础上不需要大量的设备改造和更新，因此可以大大降低生产成本。
纳米相强化高强度、高韧性、耐冲击船用钢的关键技术特点是利用纳米相强化替代碳强化。
纳米相强化机制可以在低合金含量的条件下保证材料具有高强度、高韧性。
同时因为大大降低碳含量从而使材料具有优异的焊接性能。
纳米相强化钢可以通过合金成分、生产工艺控制实现对纳米相的形成和形态、数量进行控制而实现对产品性能的控制。
本课题组已经完全掌握了本项目所需的所有理论基础和技术基础，已经研制出屈服强度达1400MPa，延伸率达15%，并具有优异焊接性能的高强度、高韧性低合金纳米相强化钢，目前处于世界领先水平。
钢铁材料目前乃至以后的很长一段时间仍然是世界范围内使用量最大的结构材料，纳米沉淀相强化铁素体钢由于其高性能、低成本具有广阔的市场前景。
该项目实施后有望对我国国防工业、能源工业以及基础设施建设等方面产生重要影响，同时为成果转化企业带来巨大的经济和社会效益。
本项目起点高，处于世界领先水平。
纳米沉淀相强化铁素体钢由于其低成本、优异的力学性能和焊接性能使同普通刚强度低合金钢相比，具有明显优势，因此具有极强的竞争力。
第十二章：马氏体相变概述：(1)钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；(2)上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体，六十年代以来现代测试技术发展，对马氏体成分-组织-结构-性能之间有了较深刻的认识；(3)在除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变；(4)马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究。
本章重点：马氏体相变的主要特点、马氏体的组织形态及性能、Ms点定义及影响因素。
本章难点：马氏体转变的主要特征、马氏体产生异常正方度的原因以及马氏体相变的晶体学位向关系。
§12-1 马氏体的晶体结构马氏体是C在α-Fe中的过饱和间隙式固溶体。
具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。
一、马氏体的点阵常数与C%的关系室温下马氏体的点阵常数与C%的关系由X-ray测得：式中，α=0.116±0.002；β=0.013±0.002；γ=0.046±0.001；ρ马氏体的含碳量(wt.%)；a0：α-Fe的点阵常数2.861Ǻ。
c=a0+αρ(12-1)a=a0-βρc/a=1+γρ0.40.81.21.62.02.842.923.04含碳量，%cac/a图12-1随C%提高，马氏体点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大，见图12-1二、马氏体的点阵结构及畸变图12-2马氏体为C在α-Fe中的过饱和固溶体。
C原子处于Fe原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在短轴方向的半径为0.19Ǻ，碳原子半径为0.77Ǻ，室温下C在α-Fe中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远此数。
C原子的溶入α-Fe后使体心立方变成体心正方，并造成α-Fe非对称畸变，这个畸变可视为一个强烈应力场，C原子位于此应力场中心。
三、新生马氏体异常正方度实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与式(12-1)不符，与式(12-1)比较c/a相当低称异常低正方度(Mn钢)；其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、b轴缩短c轴伸长)，与式(12-1)比较c/a相当高称异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其点阵是体心正方的(a=b≠c，a、b轴伸长c轴缩短)。
铁碳马氏体的强化机制摘要：本文介绍碳钢马氏体中的不同强化机制，解释了马氏体高强本质。
关键词：马氏体、强化机制一、固溶强化[1]固溶体是以某一组元为溶剂，在晶体点阵中溶入其他组元原子所形成的均匀混合的固态熔体，它保持着金属的晶体结构。
按照组元原子所处的位置分为两类：间隙固溶体和置换式固溶体。
固溶强化是由于溶质原子与溶剂原子的尺寸不匹配，使晶体的晶格发生畸变，形成一个强烈的应力场（间隙C 原子造成非对称畸变偶极），该应力场与位错发生强烈的交互作用，阻碍位错的运动，提高马氏体的屈服强度。
在碳含量小于0.4%时，马氏体的屈服强度随碳含量增加而升高；碳含量大于0.4%时，马氏体的屈服强度不再增加。
这一现象的机理：固溶的间隙C 原子处于Fe 原子组成的八面体的中心位置，马氏体中的八面体为扁八面体，C 原子溶入后形成以C 原子为中心的畸变偶极应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用，令位错运动使马氏体强度升高。
当含碳量高于0.4%时，C 原子间距太近，产生的畸变偶极应力场彼此抵消，降低了强化效果。
例如李鸿美等研究的超低碳钢[2]，马氏体主要由C 、Mn 、Si 和Mo 元素引起固溶强化，其强化增量按下式计算：][11][83][37][4570)(Mo Si Mn C MPa ss +++=σ（式中的质量分数为各合金元素固溶在基体中的数值，C 、Mn 、Si 、Mo 元素采用合金含量。
） 对于高位错的马氏体而言，位错与固溶元素相互作用引起的强度增量小于位错与位错之间相互作用而引起的强度增量。
另外，固溶元素所形成的弹性应力场与位错应力场相互抵消强度增量被削弱；对于低碳马氏体（含碳量<0.2%），马氏体位错中大部分碳不处于固溶体中，而是偏聚于位错上形成柯氏气团。
因此，可以认为在含碳量<0.2%时，碳的直接强化作用是位错强化，其固溶强化增量视为“0”。
但是，Mn 、Si 、Mo 元素造成的固溶强度增量却是不可忽视的。
1999年哈尔滨工业大学金属学与热处理学科入学考试题1：在立方晶系中，画出通过（0,0,0），（0,1,0），（1/2,1,1）三点的［120］晶向。
（15分）2：试阐述纯金属和固溶体合金结晶条件及长大方式的异同点。
（15分）3：根据Fe-Fe3C相图，指出铁碳合金中的渗碳体由哪五种？说明它们的形成条件（成分，温度）与形态特点，并计算它们在铁碳合金中的最大含量（％）（20分）4：根据组元间互不溶解的三元共晶相图的投影图，说明O成分的合金平衡结晶过程，并计算出室温下该合金的相组织组成物的相对含量。
（10分）[由于自己不会画图，所以没有图提供给大家]5：试阐述强化金属的各种基本方法及机制。
（15分）6：试述共析钢淬火后在回火过程中的组织转变过程，写出三种典型的回火组织。
（15分）7：含碳量为1.2％的碳钢其原始组织为片状珠光体加网状渗碳体，为了获得回火马氏体加粒状渗碳体组织，应采用哪些热处理工艺？写出工艺名称和工艺参数（加热问题，冷却方式）。
注：该合金的Ac1=730℃,Accm=820℃。
2000年哈尔滨工业大学金属学与热处理学科入学考试题1：已经纯钢的［110］(111)滑移系的临界分切应力δc为1MPa，回答下列问题：①要是(111)面上的错位沿［101］方向发生滑移，至少需要在［001］方向上施加多大的应力？②说明此时(111)面上的位错能否沿［110］方向滑移。
（计算结果保留两位有效数字）3：什么是伪共晶，离异共晶？说明它们的形成条件，组织形态以及对材料力学性能的影响。
4：图2试为组元在固态下完全不溶的三元共晶合金相图的投影图，作Ab的变温截面图，并分析O点成分合金的平衡结晶过程，写出室温下的组织。
5：试阐述晶粒度对钢的力学性能的影响，用位错观点解释晶粒度对屈服强度的影响规律，简述所学过的细化晶粒的工艺方法。
6：什么是魏氏组织？简述魏氏组织的形成条件，对钢力学性能的影响规律及其消除方法。
7：用T10A（含碳量1.0%,Ac1=730℃, Accm=800℃）钢制造冷冲头模的冲头，试制订最终热处理工艺（包括名称和具体参数），并说明热处理各阶段获得何种组织以及热处理后的工件的力学性能特点。
铁碳马氏体的强韧化机制铁碳马氏体的强韧化机制左得佑哈尔滨工业大学材料科学与工程学院2008级材料科学系1081900205摘要:本文通过介绍金属材料的组织与结构的基本理论，介绍了铁碳合金中的马氏体转变过程。
介绍了在不同碳浓度铁碳合金中的马氏体强韧化机制以及其热处理工艺过程，并引用不同学者对其进行的性能表征加以证明，得出了铁碳马氏体的强韧化机制。
关键词:金属材料结构与性能；强韧化机制；马氏体；高强度钢1.金属材料的组织与结构金属材料的强在所有应用材料中，凡是由金属元素或是以金属元素为主而形成的、具有一般金属特性的材料通称为金属材料。
掌握金属的内部结构及其对性能的影响，对于我们更好、更合理地使用金属材料，并充分挖掘它们的潜力具有非常重的要的意义。
自然界中的固态物质按其原子的聚集状态可分为两大类：晶体与非晶体。
在物质内部，凡原子呈无序堆积状态的，称为非晶体，例如普通玻璃、松香、树脂等；相反，凡原子呈有序、有规则排列的物质称为晶体。
金属像绝大多数物质一样，在固态下其内部原子是有规则排列的，这点已经由X射线衍射、电子衍射证实，因此固态金属属于晶体。
1.1纯金属的晶体结构1.1.1晶格、晶胞与晶格常数晶体中的原子规则排列的方式称为晶体结构。
不同元素组成的金属晶体因晶格形式及晶格常数不同，表现出不同的物理、化学和力学性能。
金属的晶体结构可用X射线结构分析技术进行测定。
1.1.2晶面与晶向在晶体中由一系列原子组成的平面，称为晶面。
由于在同一晶格的不同晶面和晶向上原子排列的疏密程度不同，因此原子结合力也就不同，从而在不同的晶面和晶向上显示出不同的性能，这就是晶体具有各向异性的原因。
1.1.3金属晶体的类型在已知的金属元素中，除少数十几种金属具有复杂的晶体结构以外，绝大多数（85％左右）金属属于以下三种晶格：体心立方晶格(bcc)、面心立方晶格(fcc)、密排六方晶格(hcp)。
1.1.4金属晶体的特性（1）确定的熔点纯金属进行缓慢加热，达到一定的温度，固态金属会熔化成液态金属，并且在熔化过程中，温度保持不变，其熔化温度称为熔点；而非晶体材料在加热时，由固态转变为液态时，其温度逐渐变化。
浅谈影响铁碳马氏体强度的几种因素淬火可以提高金属工件的硬度和耐磨性，目前淬火回火钢在工程领域的应用非常广泛，含碳马氏体是淬火回火钢的主要组织，它的强度直接影响到整个工件的强度，文章简要的阐述了影响马氏体强化的几种因素。
标签：马氏体；强度；影响因素淬火回火钢是目前应用非常广泛的工程材料。
淬火钢的组织是含碳的马氏体，具有很高的强度。
马氏体的强化因素比较复杂，而且各种因素之间可能互相影响。
马氏体是奥氏体通过无扩散型相变转变成的亚稳定相，是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。
马氏体的强化因素有以下几种。
1 间隙碳原子的固溶强化固溶在α-Fe中的碳原子对于强化马氏体起着很重要的作用。
只有纯净的马氏体才能揭示固溶强化效果，并与其他的强化因素分开，即单纯的碳在α-Fe中的固溶体，碳原子只能溶解在α-Fe中，不能以其他形式存在，如不能有沉淀相。
为此采取一系列不同含碳量的Fe-Ni-C合金，它们的马氏体转变温度Ms约-35℃。
当在很低的温度下进行马氏体转变时，统计均匀的分布在奥氏体中的碳原子全部保留在新鲜的马氏体中，而且也是均匀分布的。
淬火后立即测量马氏体的强度，以防止碳的聚集和析出。
无论是孪晶马氏体还是板条马氏体，屈服强度与[C%（原子）]1/2成正比。
这种关系与均匀固溶强化理论是一致的。
碳在α-Fe中形成巨大的点阵畸变。
这种点阵畸变形成的应力场与位错应力场的弹性相互作用，阻碍了位错运动，产生很大的强化效果。
马氏体中碳的固溶强化是工程合金中固溶强化效果最显著的一个例子。
2 亚结构强化马氏体的亚结构有两种，含碳量较低的马氏体的亚结构是高密度位错，位错密度可达1011-1012/cm2，与剧烈变形金属中的位错密度相当。
含碳较高的马氏体的亚结构是高密度的孪晶，孪晶带的宽度约为50 。
这些亚结构强烈地阻碍位错运动，使马氏体具有高强度。
为了揭示出亚结构强化效果，应排除碳的固溶强化，于是用无碳马氏体做实验。
选用碳量极低的铁铬合金，退火后铁素体的屈服强度为22kg/mm2，但淬火成无碳马氏体后的屈服强度为80kg/mm2比退火后冷轧50%铁素体的屈服强度69kg/mm2还高。
铁碳马氏体的强化机制摘要：钢中铁碳马氏体的最主要特性是高强度、高硬度，其硬度随碳含量的增加而升高。
马氏体的强化机制是多种强化机制共同作用的结果。
主要的强化机制包括：相变强化、固溶强化、时效强化、形变强化和综合强化等。
本文介绍了铁碳马氏体及其金相组织和力学特性，着重深入分析马氏体的强化机制。
关键词：铁碳马氏体强化机制1.马氏体的概念，组织及力学特性1.1马氏体的概念马氏体，也有称为麻田散铁，是纯金属或合金从某一固相转变成另一固相时的产物；在转变过程中，原子不扩散，化学成分不改变，但晶格发生变化，同时新旧相间维持一定的位向关系并且具有切变共格的特征。
马氏体最先在淬火钢中发现，是由奥氏体转变成的，是碳在α铁中的过饱和固溶体。
以德国冶金学家阿道夫·马登斯（A.Martens）的名字命名；现在马氏体型相变的产物统称为“马氏体”。
马氏体的开始和终止温度，分别称为M始点和M终点；钢中的马氏体在显微镜下常呈针状，并伴有未经转变的奥氏体(残留奥氏体)；钢中的马氏体的硬度随碳量增加而增高；高碳钢的马氏体的硬度高而脆，而低碳钢的马氏体具有较高的韧性。
1.3马氏体的力学特性铁碳马氏体最主要的性质就是高硬度、高强度，其硬度随碳含量的增加而增加。
但是当碳含量达到6%时，淬火钢的硬度达到最大值，这是因为碳含量进一步提高，虽然马氏体的硬度会提高但是由于残余奥氏体量的增加，使钢的硬度反而下降。
2.铁碳马氏体的晶体学特性和金相形貌钢经马氏体转变形成的产物。
绝大多数工业用钢中马氏体属于铁碳马氏体，是碳在体心立方结构铁中的过饱和固溶体。
铁碳合金的奥氏体具有很宽的碳含量范围，所形成的马氏体在晶体学特性、亚结构和金相形貌方面差别很大。
可以把铁碳马氏体按碳含量分为5个组别(见表)【1】。
低碳马氏体为体心立方结构，中、高碳为体心正方结构。
碳原子的固溶为间隙式，处于八面体间隙之中。
如图1A中×号所示，三坐标方向的面心位置是具有代表性的三种八面体间隙中心，构成了体心晶格中的三套亚点阵，分别以1/2[001]、1/2[010]、1/2[100]表示，每单位晶胞中有六个八面体间隙分属这三套亚点阵。
【2】体心立方晶格的八面体是非等轴的，以1/2[001]八面体(图1B)为例，间隙在[001]方向(图1的c方向)的尺寸不但小于[110]，即图1B水平正方形的图1 体心立方晶格的八面体间隙A—三套八面体间隙(中心)位置亚点阵;B—体心立方八面体间隙的非对称性对角线方向的尺寸，而且也小于碳原子直径。
碳原子的溶入将增加c方向的原子间距，由于弹性效应，a、b方向的间隙将略为缩小。
碳原子在马氏体中并非均匀地分配在三套亚点阵中，而是选择其中一套，因此造成了晶格的正方性。
光学金相显微镜观察铁碳马氏体具有两类形貌，分别称为板条状马氏体和片状马氏体，如图3、图4所示。
板条状马氏体为集束的板条，同一母相晶粒内只形成少数几个集束，呈现几个区域，域内各板条仅以小角度交界;而片状马氏体则为空间方位杂乱的饼状，在磨面上为针状。
透射电子显微镜观察，与两种金相形貌对照，马氏体(板，片)内部呈现两类亚结构。
低碳(板条)马氏体为高密度的位错网络，而高碳(片状)马氏体为极薄的孪晶片。
故两种马氏体又分别称为位错马氏体和孪晶马氏体。
多数工业实用的铁碳马氏体并非单一的金相形貌和亚结构，而是混合的。
淬火态两类(板条——位错、片状——孪晶)马氏体的相对量可由图5的数据估计。
碳含量越高，马氏体转变点Ms越低，则片状——孪晶马氏体量越多。
当碳含量超过0.6%时，片状马氏体量将超过50%(体积分数)。
孪晶马氏体的韧性低，它是高碳钢淬火态脆性大的根本原因。
【3】图2 铁碳马氏体的两种典型金相形貌a—板条(低碳)，0.03C-2Mn×1000;b—片状(高碳)，1.39C×500图3 铁碳马氏体的两种典型亚结构a—位错(板条) ×27500;b—孪晶(片状)3.铁碳马氏体的强化机制强化机制可分为固溶强化机制、界面强化、弥散强化、析出强化及细晶强化等多种强化机制。
马氏体的强化机制是多种强化机制共同作用的结果。
主要的强化机制包括：相变强化、固溶强化、时效强化、形变强化和细晶强化等3.1相变强化马氏体转变指高温奥氏体经快速冷却，在较低温度下发生无扩散切变形成体心正方的马氏体。
如图1所示。
在发生马氏体相变的过程中，马氏体转变的切变特性会在晶体内部产生大量的微观缺陷。
产生的缺陷，诸如板条马氏体中高密度的错位、片状马氏体中的孪晶等，会阻碍位错的运动，从而阻碍材料的塑形变形过程，提高了材料强度，达到强化马氏体的目的。
实验证明，无碳马氏体的屈服强度约为284Mpa,此值与形变强化铁素体的屈服强度很接近，而退火状态铁素体的屈服强度仅为98~137Mpa，这就说明相变强化使屈服强度提高了147~186MPa。
图4 马氏体转变过程3.2细晶强化晶界上原子排列紊乱, 杂质富集,晶体缺陷的密度较大, 且晶界两侧晶粒的位向也不同, 所有这些因素都对位错滑移产生很大的阻碍作用, 从而使强度升高。
晶粒越细小, 晶界总面积就越大, 强度越高, 这一现象称为细晶强化。
原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小对马氏体强度也有一些影响。
由图6 可见，马氏体的屈服强度σ0.2 与奥氏体晶粒大小dr 及马氏体束大小da 的平方根成线性关系，可列如下式σ0.2=608+69dr-1/2(MPa)σ0.2=449+60da-1/2(MPa)图5 马氏体奥氏体屈服强度与晶粒大小的关系因此，原奥氏体晶粒越细小，板条马氏体越小，则马氏体的强度越高。
对中碳结构钢， 奥氏体从单晶细化到10 级晶粒时，强度增加不大于245MPa 。
所以，在一般结构钢中以细 化奥氏体晶粒的方法来提高马氏体强度作用不大。
尤其对于硬度很高的钢，奥氏体晶粒大小 对马氏体强度影响更不明显。
只在一些特殊热处理中，如形变热处理或超细化处理，将奥氏 体晶粒细化到15 级或更细时，才能有望使强度提高490MPa 。
3.3固溶强化纯金属由于强度低, 很少用作结构材料, 在工业上合金的应用远比纯金属广泛。
合金组元溶入基体金属的晶格形成的均匀相称为固溶体。
纯金属一旦加入合金组元变为固溶体,其强度、硬度将升高而塑性将降低, 这个现象称为固溶强化。
【4】固溶强化的机制是: 金属材料的变形主要是依靠位错滑移完成的, 故凡是可以增大位错滑移阻力的因素都将使变形抗力增大, 从而使材料强化。
合金组元溶入基体金属的晶格形成固溶体后, 不仅使晶格发生畸变, 同时使位错密度增加。
在碳含量小于0.4%时，马氏体的屈服强度随碳含量增加而升高；碳含量大于0.4%时，马氏体的屈服强度不再增加。
这一现象的机理：固溶的间隙C 原子处于Fe 原子组成的八面体的中心位置，马氏体中的八面体为扁八面体，C 原子溶入后形成以C 原子为中心的畸变偶极应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用，令位错运动使马氏体强度升高。
当含碳量高于0.4%时，C 原子间距太近，产生的畸变偶极应力场彼此抵消，降低了强化效果【5】。
例如李鸿美等研究的超低碳钢[2]，马氏体主要由C 、Mn 、Si 和Mo 元素引起固溶强化，其强化增量按下式计算：][11][83][37][4570)(Mo Si Mn C MPa ss +++=σ（式中的质量分数为各合金元素固溶在基体中的数值，C 、Mn 、Si 、Mo 元素采用合金含量。
） 对于高位错的马氏体而言，位错与固溶元素相互作用引起的强度增量小于位错与位错之间相互作用而引起的强度增量。
另外，固溶元素所形成的弹性应力场与位错应力场相互抵消强度增量被削弱；对于低碳马氏体（含碳量<0.2%），马氏体位错中大部分碳不处于固溶体中，而是偏聚于位错上形成柯氏气团【7】。
因此，可以认为在含碳量<0.2%时，碳的直接强化作用是位错强化，其固溶强化增量视为“0”。
但是，Mn 、Si 、Mo 元素造成的固溶强度增量却是不可忽视的。
3.4形变强化形变强化亦称为冷变形强化、加工硬化和冷作硬化。
生产金属材料的主要方法是塑性加工, 即在外力作用下使金属材料发生塑性变形, 使其具有预期的性能、形状和尺寸。
在再结晶温度以下进行的塑性变形称为冷变形。
金属材料在冷变形过程中强度将逐渐升高, 这一现象称为形变强化。
在不同残余变形量的条件下，马氏体的屈服强度与碳含量关系如图15 所示。
由图可知，当残余变形量很小时（ε=0.02%）,屈服强度σ0.02 几乎与碳含量无关， 并且很低，约为196MPa 。
可是，当残余变形量为2%时，屈服强度σ2 却随碳含量增加而急剧增大，这个现象说明，马氏体本身比较软，但在外力作用下因塑性 变形而急剧加工硬化，所以马氏体的形变强化指数很大，加工硬化率很高。
这与 畸变偶极应力场的强化作用有关。
图63.5时效强化时效强化也是马氏体强化的一个重要因素，马氏体相变是无扩散相变，但在马氏体形成后，马氏体中的碳原子的偏聚（马氏体自回火）就能发生，碳原子发生偏聚（时效）的结果，碳含量越高，时效强化越显著。
【8】时效强化是由C 原子扩散偏聚钉扎位错引起。
因此，如果马氏体在室温以上形成，淬火冷却时又未能抑制C 原子的扩散，则在淬火至室温途中C 原子扩散偏聚已自然形成，而呈现时效。
所以，对于MS 高于室温的钢，在通常淬火冷却条件下，淬火过程即伴随自回火。
图73.6 亚结构强化亚结构强化主要指孪晶或层错的强化作用【9，其表现在以下几个方面：(1)位错与孪晶的弹性交互作用；(2)位错穿过孪晶构成滑移轨迹的曲折；(3)孪晶阻挡位错运动。
应当指出，孪晶的强化，据认为是由于碳原子在孪晶界面上的偏聚所造成的【10】，其强化作用的贡献与钢的含碳量关系密切：对于碳含量低于0.3%的Fe-C合金马氏体，其亚结构为位错，主要靠C原子固溶强化，（碳原子钉扎位错）。
碳含量大于0.3%时，其亚结构中孪晶的含量增多。
由于孪晶对材料的强度也有一定的贡献，使材料的强度进一步提高。
随着马氏体中碳含量的提高，C原子钉扎位错的固溶强化作用越来越大，并且随着碳含量的增加，马氏体中的孪晶的相对量越来越多，孪晶对马氏体强度的贡献也越来越大，但是当碳含量大于0.8%时，硬度不再上升，这是由于残余奥氏体的影响。
下图表示未经时效的Fe-Ni-C合金的位错型马氏体与孪晶型马氏体的抗压强度，在图中可见，在低碳量范围内，两者的抗压强度相差很小，但是随着碳含量的增加，孪晶型马氏体的抗压强度增加较快，两者的=压力强度差增大，这说明碳含量增高时，孪晶亚结构对马氏体的强度贡献大。
上述实验结果均证明马氏体中存在孪晶时 ，对强度有贡献。
3.8第二相强化[1]合金第二相一般分为两大类，包括分散型和集聚型。
其形态如图 所示。
