奥氏体动态再结晶晶粒超细化及其马氏体相变研究

奥氏体动态再结晶晶粒超细化及其马氏体相变研究一、本文概述本文旨在深入探讨奥氏体动态再结晶晶粒超细化过程及其在马氏体相变中的影响。通过对奥氏体动态再结晶过程的深入研究，理解其晶粒超细化的机制，进一步揭示其对马氏体相变行为的影响，以期为钢铁材料的加工、性能和优化提供新的理论和实践指导。文章将首先介绍奥氏体动态再结晶的基本原理，随后探讨其晶粒超细化的方法和技术，接着分析超细化晶粒在马氏体相变过程中的作用，最后总结研究成果，并展望未来的研究方向和应用前景。二、奥氏体动态再结晶晶粒超细化奥氏体动态再结晶是一个涉及金属材料微观结构演变的复杂过程，尤其是在高温和形变条件下。该过程对于调控材料的力学性能和实现晶粒超细化至关重要。在本研究中，我们重点关注了奥氏体动态再结晶过程中的晶粒超细化现象，旨在揭示其内在机制和影响因素。我们采用了先进的热处理技术，通过精确控制加热温度、保温时间和冷却速率等参数，诱发奥氏体动态再结晶的发生。实验结果表明，在适当的条件下，奥氏体晶粒可以发生显著的细化，从而实现材料性能的优化。为了深入理解奥氏体动态再结晶的机理，我们利用透射电子显微镜（TEM）和高分辨率电子背散射衍射（EBSD）等先进表征手段，对再结晶过程中的晶粒形貌、取向和界面结构进行了详细分析。这些实验揭示了奥氏体晶粒在形变和热处理过程中的动态演变规律，以及晶粒细化与织构演变的相互关系。我们还探讨了不同合金元素对奥氏体动态再结晶行为的影响。通过对比不同成分合金的实验结果，我们发现合金元素可以改变奥氏体晶粒的形核和长大行为，从而影响再结晶动力学和晶粒细化效果。这些发现为合金设计提供了有益的指导。本研究通过系统的实验和理论分析，深入探讨了奥氏体动态再结晶晶粒超细化的机制和方法。这些研究成果不仅有助于理解金属材料在高温形变过程中的微观结构演变规律，还为优化材料性能、开发新型高性能合金提供了重要的理论依据和实践指导。三、马氏体相变及其与奥氏体动态再结晶的关系马氏体相变是钢铁材料中的重要相变过程，它涉及到材料在冷却过程中的组织转变和性能变化。在奥氏体动态再结晶的过程中，马氏体相变扮演着重要的角色，它与奥氏体晶粒的细化有着密切的联系。奥氏体动态再结晶过程中，随着温度的降低和应变的增加，奥氏体晶粒逐渐细化。这种细化过程不仅提高了材料的强度和硬度，还为后续的马氏体相变提供了有利的条件。细化后的奥氏体晶粒具有更高的能量状态和更大的相变驱动力，使得马氏体相变更容易发生。马氏体相变的发生与奥氏体晶粒的细化密切相关。随着奥氏体晶粒的细化，马氏体相变的起始温度和结束温度都会降低，相变速度也会加快。这是因为细化后的奥氏体晶粒具有更高的能量状态和更大的相变驱动力，使得马氏体相变更容易进行。奥氏体动态再结晶过程中的晶粒细化还会影响马氏体相变后的组织结构和性能。细化后的奥氏体晶粒会导致马氏体相变后的晶粒更加细小，从而提高材料的强度和硬度。细化后的奥氏体晶粒还会影响马氏体相变后的残余奥氏体含量和分布，进而影响材料的韧性和塑性。因此，深入研究奥氏体动态再结晶过程中的晶粒细化及其对马氏体相变的影响，对于优化钢铁材料的组织和性能具有重要意义。通过控制奥氏体动态再结晶过程中的温度和应变等参数，可以实现对马氏体相变的有效调控，从而获得具有优异性能的钢铁材料。四、奥氏体动态再结晶晶粒超细化对材料性能的影响奥氏体动态再结晶晶粒超细化作为一种先进的材料处理技术，对材料的性能具有显著影响。本章节将深入探讨这种处理技术对材料性能的影响，并阐述其在实际应用中的潜力。奥氏体动态再结晶晶粒超细化能够显著提高材料的强度。通过细化晶粒，材料的晶界面积增大，晶界对位错运动的阻碍作用增强，从而提高材料的屈服强度和抗拉强度。超细化晶粒还能够提高材料的硬度，使其具有更好的耐磨性和抗划痕性能。奥氏体动态再结晶晶粒超细化对材料的韧性也有积极的影响。细化晶粒可以减少晶界处的应力集中，降低材料在受到外力作用时发生脆性断裂的风险。因此，超细化晶粒可以提高材料的冲击韧性和断裂韧性，使其具有更好的抗冲击和抗断裂性能。奥氏体动态再结晶晶粒超细化还能够改善材料的热稳定性。细化晶粒可以提高材料的热传导效率，降低材料在高温下的热膨胀系数，从而提高材料的热稳定性。这种改善对于高温环境下的材料应用具有重要意义，如航空发动机、核反应堆等领域。奥氏体动态再结晶晶粒超细化对材料的加工性能也有积极的影响。细化晶粒可以提高材料的塑性变形能力，使其在加工过程中更易于成形和加工。超细化晶粒还可以提高材料的切削加工性能，降低加工过程中的切削力和切削热，提高加工效率。奥氏体动态再结晶晶粒超细化对材料的性能具有显著的影响，能够显著提高材料的强度、韧性、热稳定性和加工性能。这些性能的改善使得超细化晶粒材料在航空航天、汽车制造、能源等领域具有广泛的应用前景。未来，随着材料科学技术的不断发展，奥氏体动态再结晶晶粒超细化技术将在更多领域得到应用和推广。五、结论与展望本研究对奥氏体动态再结晶晶粒超细化及其马氏体相变进行了深入的研究，得出了一系列有意义的结论。通过动态再结晶技术，我们成功地实现了奥氏体晶粒的超细化，显著提高了材料的力学性能。对超细化后的奥氏体进行了马氏体相变研究，发现细化后的晶粒能够加速马氏体相变过程，提高相变速率，从而进一步优化了材料的性能。然而，本研究仍存在一定的局限性，需要进一步深入探索。对于动态再结晶晶粒超细化的具体机制，我们仍需进一步的研究以揭示其内在的物理化学过程。在马氏体相变过程中，晶粒细化对相变行为的影响仍需更深入的实验和理论支持。展望未来，我们计划从以下几个方面进行深入研究：一是进一步优化动态再结晶技术，提高晶粒细化的效率和效果；二是深入研究晶粒细化对马氏体相变行为的具体影响机制，揭示其内在的物理化学过程；三是探索晶粒细化对其他材料性能的影响，如韧性、耐腐蚀性等，以期在更广泛的领域应用晶粒细化技术。本研究为奥氏体动态再结晶晶粒超细化及其马氏体相变提供了重要的理论和实践依据，为进一步提高材料的性能提供了新的思路和方法。未来，我们期待在这一领域取得更多的突破和进展。参考资料：钢铁材料是现代工业和建筑中不可或缺的关键元素。然而，其强度和韧性之间的平衡往往难以掌握，而晶粒细化被认为是一种可以在提高材料强度的同时改善或保持其韧性的一种有效手段。本文将探讨钢铁晶粒超细化的方法及其研究进展。钢铁晶粒超细化的方法主要包括热处理细化、磁场或电场处理细化、机械球磨法、非晶晶化法以及强变形法等。热处理细化：通过控制加热和冷却速度，调整钢铁中的微观结构，使其中的晶粒变得更加细小。这种方法的优点是工艺成熟且能显著提高材料的强度，但同时也可能增加生产成本。磁场或电场处理细化：在磁场或电场作用下，钢铁中的原子会按照一定的规律排列，从而影响其晶格结构，使晶粒变得更加细小。这种方法的优点是环保且效果显著，但设备成本较高，工艺也相对复杂。机械球磨法：通过球磨机的机械作用，使钢铁材料表面产生塑性变形，同时通过控制球磨时间、球料比等参数，使晶粒细化。这种方法的优点是工艺简单且成本低，但细化效果有限。非晶晶化法：通过快速冷却技术使钢铁材料在结晶温度以下冷却，形成非晶结构，然后在适当的温度下进行热处理，使非晶结构转化为晶粒细化结构。这种方法的优点是能够显著提高材料的强度和韧性，但工艺难度较大，生产效率较低。强变形法：通过反复的压缩、拉伸等变形操作，使钢铁材料中的晶粒不断细化。这种方法的优点是通过形变强化可以显著提高材料的强度和韧性，但工艺复杂且对设备要求较高。近年来，研究者们在钢铁晶粒细化方面进行了大量的研究，并取得了一些显著的成果。例如，研究者们发现通过优化热处理工艺参数，可以显著提高钢铁材料的强度和韧性；同时，磁场或电场处理细化技术也得到了不断的发展和完善，使得晶粒细化的效果更加显著；机械球磨法和强变形法等工艺也在不断的改进和优化，使得晶粒细化效率更高，效果更好。钢铁晶粒细化是提高材料强度和改善韧性的一种有效手段。目前，热处理细化、磁场或电场处理细化、机械球磨法、非晶晶化法以及强变形法等都是常用的钢铁晶粒细化方法。虽然这些方法各有优缺点，但随着科技的不断进步，相信未来会有更加高效、环保且经济的钢铁晶粒细化技术问世，推动钢铁工业的持续发展。奥氏体是碳在γ-Fe中的间隙固溶体，具有面心立方结构。由于体积因素的限制（碳原子半径为077nm，而γ-Fe晶体结构的最大间隙即八面体间隙半径为053nm），碳在γ-Fe中的最大固溶度只有11%（质量分数）。(1)起始晶粒。指加热时奥氏体转变过程刚刚结束时的晶粒，此时的晶粒尺寸称为奥氏体起始晶粒度。(2)实际晶粒。指在热处理时某一具体加热条件下最终所得的奥氏体晶粒，其尺寸大小即为奥氏体实际晶粒度。(3)本质晶粒。指各种钢加热时奥氏体晶粒长大的倾向，晶粒容易长大的称本质粗晶粒，晶粒不易长大的称本质细晶粒。通常在实际金属热处理条件下所得到的奥氏体晶粒大小，即为该条件下的实际晶粒度，而一系列实际晶粒度的测得即表示出该钢材的本质晶粒度。据中国原冶金工业部标准YB27—77规定，测定奥氏体本质晶粒度是将钢加热到930℃，保温3～8h后进行。因此温度略高于一般热处理加热温度，而相当于钢的渗碳温度，经此正常处理后，奥氏体晶粒不过分长大者，即称此钢为本质细晶粒钢。绝大部分钢的奥氏体只是在高温下才是稳定的。因此欲测定奥氏体晶粒就得设法将高温状态奥氏体轮廓的痕迹在室温下显示出来，常用的显示奥氏体晶粒的方法可归纳为渗入外来元素法、化学试剂腐蚀法和控制冷却速度法3种。(1)渗入外来元素法。如渗碳法和氧化法，是利用奥氏体晶界优先形成渗碳体和氧化亚铁等组成物，形成网络显示出奥氏体轮廓。渗碳法一般适用于不高于3%c的渗碳钢和含不高于6%c而含碳化物元素较多的其他类型钢。氧化法却适用于任何结构钢和工具钢。(2)化学试剂腐蚀法。钢材经不同温度的淬火一回火处理后，磨光并用饱和苦味酸水溶液和新洁尔灭几滴浸蚀能抑制马氏体组织，促使奥氏体晶界的显示。或者直接用盐酸1～5mL、苦味酸(饱和的)和乙醇浸蚀，使马氏体直接显示出来，利用马氏体深浅不同和颜色的差异而显示出奥氏体的晶粒大小，此法适用于合金化程度高的能直接淬硬的钢。(3)控制冷却速度法。低碳钢、亚共析钢、共析钢、过共析钢可控制冷却速度使钢的奥氏体周围先共析析出网状铁素体、网状渗碳体，或使屈氏体沿晶界少量析出以显示出奥氏体晶粒。测定奥氏体晶粒度常用比较法和统计法。比较法测定奥氏体晶粒度是根据YB27—77级别图与之相比较。标准晶粒度分8级，1～4级属粗晶粒，5～8级属细晶粒，8级以上的10～13级为超细晶粒。此法均在100倍显微镜下观察。晶粒度级别N与晶粒大小之间符合n=2或n’=2的关系，式中n为在放大100倍下观察时，每45mm视野中的平均晶粒数；n’为实际每1mm面积中平均晶粒数。若出现过粗或过细晶粒，需在50倍或大于100倍的显微镜下观察进行换算。表1为换算为100倍的晶粒度表。统计法实际为测定晶粒的平均直径法。表2为晶粒度与其他晶粒大小表示法的比较。①为了避免在晶粒号前出现“—”号，有人把———1等晶粒号改为000号。奥氏体起始晶粒度取决于形核率N和长大速度G的比值N/G，此值愈大，奥氏体起始晶粒就愈小。在起始晶粒形成之后，钢的实际晶粒则取决于奥氏体在继续保温或升温过程中的长大倾向，而奥氏体晶粒长大倾向又与起始晶粒的大小、均匀性以及晶界能有关。晶粒大小愈不均匀、曲率半径愈小、表面弯曲度愈大，则界面能愈大，晶粒长大的倾向性就愈大。奥氏体的实际晶粒度还受加热温度、保温时间、钢的成分以及第二相颗粒的大小、多少、性质、原始组织和加热速度等的影响。(1)加热速度和保温时间的影响。晶粒长大和原子的扩散密切相关，温度愈高，相应的保温时间愈长，原子的活动能力愈大，扩散愈容易进行，奥氏体晶粒亦将愈粗大。(2)加热速度的影响。加热速度实质上是过热度问题，过热度愈大，即成核率与成长速度之比越大，将获得细小的起始晶粒。虽然如此，但高温下奥氏体晶粒极易长大，因此，在高温下不能有长的保温时间。(3)钢中含碳量的影响。在钢中含碳量不足以形成未溶解的碳化物时，含碳量增高，奥氏体的晶粒容易长大而粗化。当形成未溶解的二次渗碳体时，因奥氏体晶粒长大受第二相的阻碍作用，使奥氏体晶粒长大的倾向反而减小。(4)脱氧剂及合金化元素的影响。用铝脱氧的钢，晶粒长大的倾向小，属本质细晶粒钢。这是因为钢中含有大量难溶的六方点阵结构的A1N、机械地阻碍奥氏体长大。用硅和锰脱氧的钢，晶粒长大的倾向大，一般属于本质粗晶粒钢。其他合金元素按阻碍奥氏体晶粒长大程度的不同，可以分为：有强烈阻碍晶粒长大作用的，如铌、锆、钛、钽、钒和铝等；有中等阻碍作用的，如钨、钼和铬等；稍有阻碍或无阻碍作用的，如铜、镍、钴和硅等；有增大晶粒长大倾向的，如碳(指溶入奥氏体中的)、磷、锰等。(5)原始组织的影响。钢的原始组织愈细、碳化物分散度愈大，所得到的奥氏体起始晶粒愈细小。但从晶粒长大的原理可知，起始晶粒愈细小，则钢的晶粒长大倾向性愈大，即钢的过热敏感性增大，生产上难于控制。所以原始组织极细的钢，不可用过高的加热温度和长的保温时间，而宜采用快速加热、短时保温的热处理工艺。晶粒度的作用加热时所得到的奥氏体实际晶粒的大小，对冷却后钢的组织和性能有很大的影响。一般地说，粗大的奥氏体实际晶粒往往导致冷却后获得粗大的组织，而粗大的组织又往往相应地具有较低的塑性和韧性。就冲击韧性而言，普通碳钢和低合金钢的奥氏体晶粒度每细化一级，冲击韧性值能提高6～2J/cm，同时冷脆转化温度可降低10℃以上。因此，在热处理时应严格控制奥氏体晶粒大小，以获得良好的综合性能。细化晶粒已成为强化金属材料的重要手段之一。通过多次反复奥氏体化处理，或用交变冷变形及在(α+γ)两相区退火等方法，获得超细化奥氏体晶粒，可以同时提高钢的强度和韧性。特别是低温下使用的高强度合金，经此类处理后可使其断裂韧性大幅度提高，例如将40crNiMo钢的奥氏体晶粒度由5～6级细化到12～13级时，其KIc值可由382kPa·m。(2×10N/cm)提高到607kPa·m(7×10N/cm)。马氏体相变是一种无扩散相变或称位移型相变。严格地说，位移型相变中只有在原子位移以切变方式进行，两相间以宏观弹性形变维持界面的连续和共格，其畸变能足以改变相变动力学和相变产物形貌的才是马氏体相变。徐祖耀在总结以往诸多学者定义马氏体相变的基础上，提出这样简单的定义:替换原子无扩散(成分不改变,近邻原子关系不改变)和切变(母相和马氏体之间呈位向关系)而使其形状改变的相变，其中相变泛指一级(具有热量突变和体积突变，如放热和膨胀)形核长大型相变。马氏体最初是在钢中发现的：将钢加热到一定温度后经迅速冷却，得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。1895年法国人奥斯蒙为纪念德国冶金学家马滕斯，把这种组织命名为马氏体。人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。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。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。马氏体相变具有热效应和体积效应，相变过程是形成核心和长大的过程。但核心如何形成，又如何长大，尚无完整的模型。马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10cm·s。人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。其特征可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，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（图1）。原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2）。这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。将一个抛光试样的表面先划上一条直线，如图3a中的PQRS，若试样中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR'及R'S'三段相连的直线,两相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2保持无应变、不转动，称惯习（析）面。这种形状改变称为不变平面应变（图3）。形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。由图4可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5示意,可见马氏体形成时,与马氏体相交的表面上发生倾动,在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘。(1)伴随相变的宏观变形——浮凸效应。马氏体转变时的习性平面变形，在抛光的表面上产生浮凸或倾动，并使周围基体发生畸变。若预先在抛光的表面上划有直线刻痕，发生马氏体相变之后，由于倾动使直线刻痕发生位移，并在相界面处转折，变成连续的折线。检查马氏体相变的重要结晶学特征是相变后存在习性平面和晶面的定向关系。(2)马氏体相变时不发生扩散，是一种无扩散转变，并且马氏体在化学组成上与母体完全相同。在相变时，母相中原子的位置是对称改变的，并且改变的距离小于品格中原子之间的间隔。这和成核一生长机理有着明显的差别。马氏体相变是点阵有规律的重组，其中原子并不调换位置，而只变更其相对位置，其相对位移不超过原子间距，因而它是无扩散性的位移式相变。(3)马氏体相变往往以非常高的速度进行，有时高达声速。在一个很宽的程度范围内，转变的动力学与温度无关；但是相变可因所受应力或应变而被加强或抑制。(4)马氏体相变没有一个特定的温度，而是在一个温度范围内进行的。在母相冷却时，奥氏体开始转变为马氏体的温度称为马氏体开始形成温度，以表示；完成马氏体转变的温度称为马氏体转变终了温度，以表示。陶瓷中较经典的马氏体相变为中的四方相(t相)→单斜相(m相)转变，它是通过无扩散剪切变形实现的，这一转变速度很快，并伴随7%～9%的体积收缩。它具有以下特征：①无扩散位移切变型；②产生表面浮凸效应；③相变产物单斜相()的亚结构为孪晶，有时伴有位错；④在冷却时存在马氏体相变开始点()，并且在加热冷却时有热滞；⑤母相(t)与新相(m)之间有确定的晶体学位向关系：(100)m//(110)t，m/t；⑥新相惯习面为：透镜片状马氏体为(671)m或(761)m，板条状马氏体为(100)m；⑦具有变温转变和等温转变特征。马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如镍钢中马氏体在奥氏体(γ)的{135}上最先形成（图7）。马氏体形成时和母相的界面上存在大的应变。为了部分地减低这种应变能，会发生辅助的变形，使界面改变如图7中由{135}变为{224}面。图7中马氏体呈透镜状，它具有中脊面，是孪晶密度很高的面，即{135}γ面，这些马氏体内部的孪晶是马氏体内的亚结构。在铁基合金的马氏体中存在孪晶或（和）位错,在非铁合金中一般存在孪晶或层错。由图7还可见到：在马氏体周围的母相（奥氏体）中形成密度很高的位错，这是在马氏体相变时，母相发生协作形变而形成的。由于马氏体相变时原子规则地发生位移,使新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。在铁基合金中由面心立方母相γ变为体心立方(正方)马氏体M时具有著名的курдюмов-Sachs关系(简称K-S关系){111}γ∥{011}M,<01ī>γ∥<ī11>M和西山关系；{111}γ∥{110}M，<211>γ∥<110>M。由面心立方母相P变为六方马氏体ε时,则有：{111}p∥{001}ε,<110>p∥<110>ε。马氏体相变具有可逆性。当母相冷却时在一定温度开始转变为马氏体，把这温度标作Ms,加热时马氏体逆变为母相，开始逆变的温度标为As。图8中表示Fe-Ni和Au-Cd合金的Ms和As,它们所包围的面积称为热滞面积,可见Fe-Ni马氏体相变具有的热滞大,而Au-Cd则很小。相变时的协作形变为范性形变时，一般热滞较大；而为弹性形变时,热滞很小。像Au-Cd这类合金冷却时马氏体长大、增多，一经加热又立即收缩，甚至消失。因此这类合金的马氏体相变具有热弹性，称为热弹性马氏体相变。在一般合金的马氏体相变中，马氏体形成量只是温度的函数，即随着温度的下降，马氏体的形成量增大，称为变温马氏体的形成，如图9所示(图中ƒ为马氏体形成量、Tq为淬火介质的温度)。但在有些合金(Fe-Ni-Mn)中马氏体的形成量却是时间的函数，即在一定温度下，随时间的延长，马氏体形成量增多,称为等温马氏体的形成，如图10所示(图中%指马氏体形成量)。一些高碳高合金钢,如高速钢、轴承钢，主要形成变温马氏体，但在一定条件下也能形成等温马氏体。这两类马氏体在本质上可能是一致的,不过在变温马氏体形成时母相不易继续相变(稳定化),必须降温，增加相变的驱动力才能继续形成马氏体。一定的应力和形变作为附加的驱动力，会促使马氏体的形成;但过量的形变又会阻碍马氏体相变的进行(力学的稳定化)。马氏体相变规律在工业上的应用，已具显著效果。除马氏体强化普遍应用于钢铁外，在钢铁热处理中还利用相变规律来控制变形，以及改善性能。人们对铁基合金的成分、马氏体形态和力学性质之间的关系已有较明晰的认识,具备位错亚结构的低碳型(条状)马氏体有一定的强度和良好的韧性,具备孪晶亚结构的高碳型（片状）马氏体有很高的强度但韧性很差。按此，低碳马氏体已在工业上有较大量的应用。形变热处理的应用，以及马氏体时效钢(含碳～02%)的创制都是利用低碳马氏体的良好韧性。图11是低碳型马氏体的光学显微镜下的金相组织;图12是低碳型马氏体的透射电子显微镜下的金相组织，可以见到内部的位错亚结构。利用马氏体相变时塑性增长，已建立了相变诱发塑性钢（TRIP钢）（见形变热处理）。有些合金如（Au-Cd，In-Tl等）在受一定应力时会诱发形成马氏体，相应地产生应变，应力去除后马氏体立即逆变为母相，应变回复。这现象称为“伪弹性”。图13示Ag-Cd合金的伪弹性现象。具有热弹性和伪弹性的部分合金中还具有“形状记忆效应”，即合金经马氏体相变后经过形变使形状改变，但经过加热逆变后对母相原来形状有记忆效应，会自动回复母相的原来形状，图14为形状记忆效应示意图。有的合金不但对母相形状，而且再次冷却时对马氏体形状也具有记忆效应称为“双程记忆效应”。