金屬材料的強化表現為對塑性變形的抑制，而塑性變形的本質是晶格滑移導致大量位錯的出現和運動。因此金屬材料的強化機制在于抑制位錯的產生和運動。傳統的強化機制包括加工硬化、固溶強化、析出硬化和晶界強化。其中加工硬化指使材料發生一定塑性變形而產生一定量的位錯，阻礙新位錯的形成，從而提高材料對塑性變形的抗力；固溶強化和析出硬化則需要通過合成或熱處理手段引入溶質原子或析出化合物使得晶格畸變，進而阻礙位錯的形成和運動；而晶界強化指通過細化晶粒增加晶界數量，抑制位錯的穿晶運動。奧氏體不銹鋼彎管的循環硬化機理可借鑒加工硬化機制，即循環塑性變形過程中累積大量位錯，使材料發生同樣的變形需要更大的外部載荷來驅動位錯的運動和新位錯的形成。然而，這種簡單的位錯強化理論并不能合理解釋上一節中介紹的室溫下顯著二次循環硬化以及高溫下異常循環硬化現象。大量研究表明，以上兩種現象分別與馬氏體相變和動態應變時效相關。

一、應力或應變誘導馬氏體相變

 早在上世紀五六十年代，學者們就發現奧氏體不銹鋼彎管在低溫冷加工過程中發生了面心立方結構的奧氏體（FCC-γ）到體心立方結構（BCC-α′）或六棱柱結構（HCP-ε）馬氏體的相變，稱為應力或應變誘導馬氏體相變。圖示意性地給出了馬氏體和奧氏體的化學自由能隨溫度的變化規律。T0代表奧氏體和馬氏體處于平衡狀態的溫度。Ms指隨冷卻而自發馬氏體相變的溫度，而在此溫度下奧氏體和馬氏體的化學自由能之差′是啟動馬氏體相變的臨界化學驅動力。在Ms和T0間的某一溫度T1對奧氏體施加應力，由此引起的機械驅動力U和該溫度下的化學驅動力′發生疊加。當施加的應力達到一個臨界值使得總驅動力等于′時，馬氏體相變便會啟動。圖中的′′則是在T1溫度下發生應力誘導馬氏體相變所需的臨界機械驅動力。根據理論，化學驅動力′在Ms以上的溫度隨溫度升高而線性減小，從而啟動馬氏體相變的臨界應力應該隨溫度的升高而線性增加，如圖所示。圖中指啟動馬氏體相變的臨界應力等于奧氏體的屈服應力時的溫度，指通過施加外界應力誘導馬氏體相變的最高溫度。當溫度處于和之間時，臨界應力與溫度的關系呈非線性，且低于之前線性規律的延伸值。以T1溫度為例，施加應力高于奧氏體屈服應力時奧氏體發生塑性變形并發生加工硬化；施加應力達到時發生馬氏體相變，而遠低于和之間線性規律延伸值，這被認為是由應變誘導馬氏體相變導致。與此同時，也有學者認為應變誘導馬氏體相變本質上也是應力誘導：冷加工過程中應力在晶界或孿晶邊界等障礙處發生局部集中，而這種局部應力可高達的水平，從而引發馬氏體相變。

 應力或應變誘導馬氏體相變在冷加工過程中逐漸發生，使得馬氏體含量隨變形的增大而增加，并顯著影響材料的抗拉強度和加工硬化規律。浙江至德鋼業有限公司對304奧氏體不銹鋼彎管在193~433℃溫度范圍內進行了應變率為1.5×10-2s-1的單軸拉伸試驗，發現材料的抗拉強度隨溫度的降低從433℃的~700 MPa增至193℃下的~1.6 GPa，而且應力應變曲線的形狀也從較高溫度下的拋物線狀轉變為較低溫度下的S形，意味著材料的加工硬化率（應力應變曲線的切線模量）在低溫下的拉伸過程中得以大幅提升。很多其他學者也觀察到了類似的現象。

 應力或應變誘導馬氏體相變不僅在單軸拉伸大變形過程中發生，也在小變形應變循環加載下發生，并與材料呈現顯著的二次循環硬化特征相關。至德鋼業對奧氏體不銹鋼彎管在298~473℃溫度范圍內進行了不同塑性應變幅值的低周疲勞試驗，發現在Md溫度（~373℃）以下馬氏體相變的啟動與溫度和塑性應變幅值緊密相關：在某一溫度下塑性應變幅值高于一個臨界值時才會發生馬氏體相變，并且這個臨界值隨溫度的升高而增大。他們還發現馬氏體相變要在一定循環圈數之后才會發生，并認為這與累積塑性應變相關。在對304奧氏體不銹鋼彎管室溫下的應變循環行為研究中也發現了類似的規律，并確定該材料在室溫應變循環下發生馬氏體相變的臨界塑性應變幅值為0.3%。與此同時，還觀察到馬氏體含量隨循環圈數的非線性增加曲線與峰值應力的演化規律較為一致。也發現AISI 304、AISI 321和AISI 348奧氏體不銹鋼彎管在室溫下的應變循環試驗中應力幅值和馬氏體含量隨累積塑性應變的演化規律較為接近。

 通過以上研究結果可以看出，應力或應變誘導馬氏體相變與材料的強化緊密相關。這種強化的微觀機理主要有三方面可能性：（1）馬氏體的出現增強了奧氏體自身的位錯強化；（2）馬氏體作為較硬的第二相引起強化；（3）馬氏體自身位錯強化。認為觀察到的材料加工硬化是奧氏體加工硬化和馬氏體相變強化的總和。隨著溫度的降低，應力或應變誘導的馬氏體相變更容易而且更快發生，而奧氏體和馬氏體的界面作為位錯源也增強了奧氏體的加工硬化，從而對應較高的加工硬化程度和硬化率。然而該理論并未考慮馬氏體自身位錯硬化的影響。

 為更好的理解馬氏體相變導致材料強化的具體微觀機理，需要分析奧氏體不銹鋼彎管在發生馬氏體相變的過程中各組成相的應力狀態、位錯密度等，進而才能確定各組成相對材料整體強化的貢獻。利用傳統的測量手段，如磁性鐵素體測試儀、掃描電子顯微鏡(SEM)或透射電子顯微鏡(TEM)等可以檢測到馬氏體的形成和累積過程，但并不能對各組成相的硬化行為進行分析。而原位X射線或中子衍射技術為此提供了可能性。利用原位衍射技術，可以通過測定各組成相的衍射峰的位置遷移和峰寬演化來得到各自的彈性變形和位錯密度的變化，進而可對各組成相的受力狀況和硬化特征做即時分析。利用原位中子衍射對304奧氏體不銹鋼彎管的室溫單軸拉伸行為研究發現馬氏體不僅是承受較高應力的強化相，也同奧氏體一起發生了塑性變形。對301LN奧氏體不銹鋼彎管在室溫下的單軸拉伸行為進行了原位中子衍射研究，發現僅用位錯強化理論并不能解釋材料整體的最大加工硬化率，進而提出了這樣的理論：新形成的馬氏體處于彈性受載狀態，其占馬氏體的比例與材料的加工硬化相關。則通過原位X射線衍射對304奧氏體不銹鋼彎管在單軸拉伸過程中的馬氏體和奧氏體相的位錯密度進行了測定和分析，得到了強化機制與組成相的位錯密度差有關的結論：當奧氏體相位錯密度低于馬氏體相時，馬氏體的含量是材料強化的決定因素；當兩相的位錯密度相當時，奧氏體相的位錯密度和位錯結構決定材料的強化特性。由此可見，學者們對馬氏體相變引起奧氏體不銹鋼彎管強化的具體機制并未達成共識。

 需要特別指出的是，目前并未有學者針對馬氏體相變對奧氏體不銹鋼彎管的循環硬化的微觀機制進行原位衍射研究。事實上，和單軸拉伸試驗相比，應變循環試驗更有利于利用原位衍射技術對馬氏體相變的具體強化機制進行研究：（1）單軸拉伸的大變形伴隨著強烈的織構演化，增加了強化行為分析的難度，而在應變循環下塑性變形小的多，很大程度的削弱了織構對強化的影響；（2）利用Rietveld全譜優化方法處理衍射數據可得到各組成相的平均應力狀態，而這樣的方法得到的結果在較小的塑性變形下更為可靠；（3）由于馬氏體相一出現便承受載荷，所以很難確定其無應力或無應變狀態的晶格參照標準，從而難以準確得到馬氏體相的彈性變形，而應變循環下可通過晶格常數-應變的對稱滯環來推斷馬氏體相的無應力或無應變狀態的晶格參照標準（這將在本文第2章中具體描述）。因此有必要對奧氏體不銹鋼彎管的應變循環行為進行原位衍射研究。

二、動態應變時效

 早在上世紀二十年代，就報道了固溶合金材料在高溫下拉伸得到的應力應變曲線呈鋸齒狀波動的現象。而導致該現象的微觀機制便是動態應變時效。動態應變時效通常指的是擴散的溶質原子和移動的位錯之間的相互作用。最早提出了一個拖拽模型，利用動態應變時效對PLC效應進行了解釋。在該模型中，溶質原子擴散到位錯附近累積形成氛圍（后被稱為Cottrell云），對位錯的運動施加了拖拽力。為了維持位錯的運動，則需要施加更大的應力。而當位錯的運動速度超過溶質原子的擴散速度時，位錯從Cottrell云中脫離，此時維持位錯運動的應力有所下降。這一過程周期性的發生便導致了鋸齒狀屈服行為。很多學者發現奧氏體不銹鋼彎管在一定溫度范圍內一定的應變率下會表現出PLC效應。觀察到AISI 316奧氏體不銹鋼彎管在523~923℃的溫度范圍內表現出鋸齒狀屈服。也發現316L奧氏體不銹鋼彎管在573~973℃的溫度范圍內的應力應變曲線出現鋸齒狀波動，且與加載率相關。

 動態應變時效對材料機械性能的影響不僅表現為PLC效應，還表現為應力響應對應變率的不敏感性。發現316奧氏體不銹鋼彎管在PLC效應溫度范圍內應力響應水平與應變率無明顯相關性，有時較低的應變率反而對應較高的應變水平。也發現304奧氏體不銹鋼彎管的應力響應在室溫下表現出對應變率的正相關性，而在623℃下表現出負相關性。這種現象也可由動態應變時效來解釋。對Cottrell的拖拽模型進行了擴展，認為位錯先由障礙物暫時捕獲，溶質原子以體式或管式擴散方式在位錯附近集聚形成所謂的Cottrell云，而位錯被捕獲的時間越久，集聚的溶質原子越多，要克服障礙物和Cottrell云所需的應力就越大。這便導致較低應變率對應較高的應力響應水平。

 根據上述的拖拽模型或捕獲模型，動態應變時效會對材料造成周期性的強化效果。這種強化效果隨著應變而逐漸累積，從而導致顯著的加工硬化。Hong和Lee[63]發現316L奧氏體不銹鋼彎管在PLC效應和對應變率不敏感的溫度范圍內抗拉強度隨溫度升高而降低的趨勢明顯受阻，甚至表現出相反的趨勢。以上研究主要針對動態應變時效對奧氏體不銹鋼彎管單軸拉伸機械性能的影響。事實上，有關奧氏體不銹鋼彎管高溫循環特性，如顯著的循環硬化、循環應力響應對加載率的不敏感性以及棘輪效應較快安定等，也可由動態應變時效進行解釋。