下降（图中曲线1）。这主要是由于残留奥氏体量增加所致。
马氏体具有高强度的强化机制，可以分为固溶强化、时效强化和相变强化。 （1）固溶强化
为了区分碳原子的固溶强化效应与时效强化效应，有人设计了一组Ms点极低且含碳量不同的Fe—Ni—C合金，以保证马氏体相变能在C原子不可能发生时效析出的低温下进行。该试验结果示于下图。曲线1是淬火后立即在0℃下测得的?0.6与含碳量关系。由曲线可见，随含碳量增加，马氏体强度升高，然而，含碳量打0.4%以上时，强度不再上升。按曲线1可以列出
?S?284?1784??C%? (Mpa)
YS碳原子对马氏体的固溶强化效应是由于C原子造成了点阵的不对称畸变引起的。
前面已经提及C原子在奥氏体八面体中心位置遗传给了马氏体。大家知道，奥氏体的八面体是正八面体，C原子的熔入只能使奥氏体点阵对称膨胀，从而其固溶强化效应不大。而体心立方中的八面体是扁八面体，C原子的溶入使扁八面体短轴方向膨胀36%，而另两个方向收缩4%，点阵结构变为体心立方。这种由C原子造成的不对称畸变称为畸变偶极，可将之视为一个强烈的应力场，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，而使马氏体的强度提高。当含碳量超过0.4%时，由于C原子靠的太近，以致畸变偶极应力场之间因相互抵消而降低了应力。
必须指出的是，上述马氏体由于是在低温下形成的孪晶马氏体，其强化效应也包含了孪晶对马氏体的强化作用。对于位错马氏体则没有这部分强化，故强度略低。
置换型合金元素对马氏体的固溶强化效应要小的多，从而马氏体的强度对这类合金元素含量的依赖性较小。 （2）时效强化
若将上述Fe—Ni—C淬火试样，在0℃停留3小时，再测?0.6，可得到上图的曲线2。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。 （3）相变强化
马氏体相变时，第二次不均匀切变在晶体内造成大量微观缺陷（位错和孪晶），使马氏体得到强化。此即相变强化。
实验证明，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98~137Ppa，即位错马氏体的相变强化使强度提高了147~186Mpa。
左上图显示了未经时效的Fe—Ni—C合金位错马氏体与孪晶马氏体的压力强度。可见，孪晶马氏体压力强度随碳份增高，其增加的斜率较位错马氏体高1.08倍。如测它们的抗拉强度作比较，则高1.31倍。孪晶对强化的贡献可以这样来理解：当马氏体中存在孪晶时，在其中进行滑移，只有<111>M方向为孪晶位向所共有，从而马氏体内有效的滑移系仅为一般体心立方金属的1/4，即孪晶阻碍滑移，马氏体进一步得到强化。
除上述主要的强化机制外，原始奥氏体晶粒大小（dA）和马氏体（或块）大小（dm）对马氏体的强度亦有贡献——晶粒愈细，强度愈高（见右上图），并有下列关系：
?V?A?62.0?7.0dA2
?m?45.8?6.1dm?12?kg/mm?
22．马氏体的韧性
下图显示了不同含碳量镍铬钼钢（4300钢）马氏体及低温回火马氏体的冲击韧性，可见<0.4%C的马氏体具有较高的韧性。随含碳量增加，韧性显著下降。如0.6%C马氏体即使经低温回火，其冲击韧性仍然很低。
在Fe—Ni，Fe—C合金中亦有类似的变化规律：Fe—Ni合金中随含镍的增
加，Fe—C合金中随含碳量的增加，马氏体的冲击韧性均下降。
马氏体的韧性随成分的变化规律可以由马氏体的亚结构得到统一的认识。左上图显示了Fe—Ni—Co—C马氏体的屈服强度（25℃）及断裂韧性（-196℃）之间的关系。可见，在同样的屈服强度下，位错马氏体的断裂韧性远高于孪晶型马氏体的断裂韧性，且随合金强度的升高，韧性下降。
上图显示了回火马氏体的韧性，可见，经回火后位错马氏体的韧性仍比孪晶马氏体的高，且随回火温度的 ，位错马氏体的韧性较孪晶马氏体的上升的快的多。当位错型马氏体在250~300℃回火时，可能由于碳化物沿马氏体条间析出，呈现回火脆性，而使韧性反而下降。
孪晶亚结构降低冲击韧性的原因尚未很好研究。其机理可能是：马氏体存在孪晶时，滑移系大小减少（只有原来的1/4），同时，位错通过孪晶时需呈“Z”型，从而增加了形变的阻力，使应力集中，降低韧性，甚至形成微裂纹。
此外，原始奥氏体晶粒愈大，断裂韧性愈低，晶粒继续增大，断裂韧性保持恒值；很大的晶粒，将使韧性大为下降，晶内断裂变为晶界断裂。
0.28C镍铬钼钢的奥氏体化处理对断裂韧性的影响
奥氏体化处理 断裂韧性Jk*(N/mm2) 850℃-25min，油淬 淬 1050℃-15min+850℃-10min，油淬 1150℃-15min+850℃-10min，油淬 1250℃-15min+850℃-10min，油淬 ※JIC?2KIC50.0-62.4 950℃-15min+850℃-10min，油48.0-62.0 48.2-56.8 49.4-57.8 23.8-40.8 E(1??) E—杨氏模量，ε—泊松比
右图表明，马氏体的脆性转折温度?与
In(d?12???12（d-直径，ε-条宽） )呈线性关系。
3．马氏体的强韧性
综上所述，Fe-C、Fe-N等间隙式固溶体，
其马氏体的强度主要取决于碳的固溶强化及自回火的时效强化。孪晶亚结构也有附加强化的作用；原始奥氏体的晶粒大小及马氏体领域大小对强度也具有影响。对替代式固溶体，如Fe-Ni马氏体的强度主要为固溶强化。而马氏体的韧性则主要取决于亚结构的类型：孪晶降低韧性；条状马氏体的韧性则主要取决于马氏体束（或块）的大小。
低碳的位错型马氏体具有具有相当高的强度和良好的韧性。高碳的孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差。从而提高合金强韧性的重要途径在于：在强化马氏体的同时，使马氏体的亚结构基本保持位错型。
前面已经提及，马氏体形态及其亚结构对Ms点具有依赖关系。综合起来看，合金的Ms点愈高，韧性也就愈好，必须指出的是，Co虽提高钢的Ms点，但对钢的韧性是不利的。选择Ms较高的钢种，尚使马氏体产生时效强化。基于上述原因，目前在结构钢的成分设计中，一般限制含碳量在0.4%以下，并使钢的Ms高于350℃，以保证钢具有高的强韧性。
4．马氏体的相变塑性
相变塑性系指金属或合金在相变过程中塑性增长，往往在低于母相屈服极限的条件下即发生了塑性变形的现象。马氏体相变中的相变塑性，即为马氏体的相变塑性，该现象已在高速钢拉刀淬火时的热校正等生产实践中得到了应用。
上图显示了0.3%C-4%Ni-1.3%Cr钢的马氏体相变塑性。该钢经850℃奥氏体化后，Ms为307℃，奥氏体的?s为137Mpa。由图可见，当钢奥氏体化在307℃、322℃施加压力，所加应力低于奥氏体的?s时，即发生塑性变形，且随应力的加大，塑性增长。
在307℃下施加应力，钢中有马氏体相变发生而在322℃下应变，则在应力下诱生马氏体，从而对塑性作出贡献，且随应力升高，马氏体相变在应力诱发下不断进行，相变塑性也就不断增长。
对0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn钢的研究结果（见右图）表面，在发生马氏体的相变塑性时，将显著提高钢的韧性。上图存在两个明显的温度区：100～200℃的高温区，由于断裂过程中无相变，KIC=63.8Mpam。
关于马氏体的相变塑性，可以这样来解释：
由于塑性变形引起的应力
集中，将由于马氏体的形成而得到松弛，从而防止微裂纹的形成，即使微裂纹已经产生，裂纹尖端的应力集中亦会诱生马氏体，从而应力得到松弛，抑制微；裂纹的扩展，使钢的塑性及断裂韧性均得到提高。
马氏体相变塑性的研究已经导致相变塑性钢的诞生，这种钢的特点是Md>20℃>Ms，即马氏体开始点低于室温，而形变马氏体点高于室温。 （1） 马氏体的比容远大于奥氏体。
上图示出马氏体形成时，比容的增大。由图可见，随含碳量增加，马氏体与奥氏体的比容差值增加，利用这一现象可用膨胀法测定马氏体的转变量以研究马氏体相变过程。
马氏体的膨胀系数约比奥氏体小1/3，马氏体、奥氏体的膨胀系数依次为
C%
氏体体形成时比容的增加
比容
5．马氏体的物理性能