馬氏體怎麼改變圖片

⑴ 馬氏體比容的概念是及變化規律是什麼

比容可以理解為密度的倒數，就是單位質量所佔的體積。隨含碳量增加，馬氏體的晶格畸變增大，正方度增大，因而比容增大。

⑵ 看金相圖片看看馬氏體如何改進

感覺不是過熱組織。因為金相組織中有屈氏體和鐵素體，好像冷卻速度不足！

⑶ 馬氏體相變有什麼特徵機制

馬氏體相變是一種無擴散相變或稱位移型相變。嚴格地說，位移型相變中只有在原子位移以切變方式進行，兩相間以宏觀彈性形變維持界面的連續和共格，其畸變能足以改變相變動力學和相變產物形貌的才是馬氏體相變。徐祖耀在總結以往諸多學者定義馬氏體相變的基礎上，提出這樣簡單的定義:替換原子無擴散(成分不改變,近鄰原子關系不改變)和切變(母相和馬氏體之間呈位向關系)而使其形狀改變的相變，其中相變泛指一級(具有熱量突變和體積突變，如放熱和膨脹)形核長大型相變。
馬氏體最初是在鋼中發現的：將鋼加熱到一定溫度後經迅速冷卻，得到的能使鋼變硬、增強的一種淬火組織。1895年法國人奧斯蒙為紀念德國冶金學家馬滕斯，把這種組織命名為馬氏體。人們最早只把鋼中由奧氏體轉變為馬氏體的相變稱為馬氏體相變。20世紀以來，對鋼中馬氏體相變的特徵累積了較多的知識，又相繼發現在某些純金屬和合金中也具有馬氏體相變，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。目前廣泛地把基本特徵屬馬氏體相變型的相變產物統稱為馬氏體。
馬氏體相變的特徵機制：
馬氏體相變具有熱效應和體積效應，相變過程是形成核心和長大的過程。但核心如何形成，又如何長大，目前尚無完整的模型。馬氏體長大速率一般較大，有的甚至高達10cm·s。人們推想母相中的晶體缺陷（如位錯）的組態對馬氏體形核具有影響，但目前實驗技術還無法觀察到相界面上位錯的組態，因此對馬氏體相變的過程，尚不能窺其全貌。其特徵可概括如下：
馬氏體相變是無擴散相變之一，相變時沒有穿越界面的原子無規行走或順序跳躍，因而新相（馬氏體）承襲了母相的化學成分、原子序態和晶體缺陷。馬氏體相變時原子有規則地保持其相鄰原子間的相對關系進行位移,這種位移是切變式的。原子位移的結果產生點陣應變(或形變)。這種切變位移不但使母相點陣結構改變，而且產生宏觀的形狀改變。將一個拋光試樣的表面先劃上一條直線，若試樣中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)發生馬氏體相變(形成馬氏體),則PQRS直線就折成PQ、QR'及R'S'三段相連的直線,兩相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2保持無應變、不轉動，稱慣習（析）面。這種形狀改變稱為不變平面應變。形狀改變使先經拋光的試樣表面形成浮突。高碳鋼馬氏體的表面浮突，可見馬氏體形成時,與馬氏體相交的表面上發生傾動,在干涉顯微鏡下可見到浮突的高度以及完整尖銳的邊緣。

⑷ 什麼是馬氏體,馬氏體轉變有什麼特點

對固態的鐵基合金(鋼鐵及其他鐵基合金)以及非鐵金屬及合金而言，是無擴散的共格切變型相轉變，即馬氏體轉變的產物。就鐵基合金而言，是過冷奧氏體發生無擴散的共格切變型相轉變即馬氏體轉變所形成的產物。鐵基合金中常見的馬氏體，就其本質而言，是碳和(或)合金元素在α鐵中的過飽和固溶體。
即無成分改變只有晶體結構的轉變

⑸ 馬氏體加熱到奧氏體化溫度會發什麼什麼變化

1. 正常淬火所使用的奧氏體化溫度一般為AC3+30~50°C；
2. 亞溫淬火的溫度應在AC1~AC3之間選擇，以略低於Ac3點為最佳，一般為Ac3-（5~10）℃因為只有加熱到略低於Ac3的溫度淬火，才能獲得馬氏體和少量均勻分布的細小鐵素體組織，只有這種組織形態才能取得亞溫淬火的最佳效果。
3. 如果選擇等溫淬火，則應在正常奧化溫度更高一點；

⑹ 能告訴我回火馬氏體與回火托氏體的組織上是怎樣區分的嗎最好有圖片

首先要了解下這兩種物質的本質。馬氏體(martensite)是黑色金屬材料的一種組織名稱。這里我們僅僅討論下鐵基材料。就鐵基合金而言，是過冷奧氏體發生無擴散的共格切變型相轉變即馬氏體轉變所形成的產物。鐵基合金中常見的馬氏體，就其本質而言，是碳和(或)合金元素在α鐵中的過飽和固溶體。就鐵-碳二元合金而言，是碳在α鐵中的過飽和固溶體。馬氏體的三維組織形態通常有針狀(plate)或者板條狀(lath)，在低碳鋼中呈現板條狀的形態，在含碳量較高的時候呈現針狀。

托氏體的本質：是珠光體的一種。也是鐵素體和滲碳體的機械混合物。片層比珠光體要細的多。在光學顯微鏡下無法區分片層，只能看到如墨菊狀的黑色形態。當其少量析出時，沿晶界分布，呈黑色網狀，包圍著馬氏體；當析出量比較多的時候，呈大塊黑色團狀，只有在電子顯微鏡下才能分辯其中的片層。

圖一：馬氏體+托氏體

弄清了馬氏體和托氏體的形態後就再弄清回火馬氏體和回火托氏體形態。

前面所說的馬氏體也可以稱之為淬火馬氏體，回火馬氏體比淬火馬氏體易受腐蝕，在光學顯微鏡下呈暗黑色片狀組織。在電子顯微鏡下可以觀察到片狀α相內分布著薄片狀ε碳化物，兩者保持共格聯系。低碳板條狀馬氏體低溫回火後，只是碳原子的偏聚，與淬火馬氏體沒有明顯的差別。回火馬氏體保留了原馬氏體形態特徵。針狀馬氏體回火析出了極細的碳化物，容易受到侵蝕，在顯微鏡下呈黑色針狀。低溫回火後馬氏體針變黑，而殘余奧氏體不變仍呈白亮色。

回火屈氏體。是中溫回火組織（350-500℃）。回火屈氏體是鐵素體與粒狀滲碳體組成的極細混合物。鐵素體基體基本上保持了原馬氏體的形態（條狀或針狀），第二相滲碳體則析出在其中，呈極細顆粒狀，用光學顯微鏡極難分辯。

圖二：500X（回火托氏體）

有了以上的基礎知識，我們就可以很容易的辨別回火馬氏體和回火托氏體了。

不同的金相，不同位置拍攝的金相圖片可能不一樣。拿圖一來說吧，這個金相裡麵包含了馬氏體和托氏體，在光學顯微鏡下，你是可以清晰的看到馬氏體的形態呈現板條狀或者針狀，而回火托氏體就是黑色的，在普通光學顯微鏡下根本看不到片層狀的結構。如果回火托氏體很多的話就是黑乎乎的一團了。

而圖二拍攝的就是整個是回火托氏體的一張照片了，這里回火托氏體是白亮的淬火馬氏體經中溫回火馬氏體析出彌漫狀的小顆粒碳化物，而使基體容易浸蝕變黑。這里看到的白色的極細小亮點就是粒狀的滲碳體顆粒了。黑色的物質就是回火托氏體了，剩下的白色區域就是基體了。

另外在實際研究中結合金相和顯微硬度的方法來區分，因為這兩種物質的硬度不一樣。打一下顯微硬度就可以區分了。

⑺ 什麼是馬氏體，馬氏體轉變有什麼特點

見馬氏體組織兩種類型低碳鋼淬火獲板條狀馬氏體板條狀馬氏體由許束尺寸致相同近似平行排列細板條組組織各束板條間角度比較；高碳鋼淬火獲針狀馬氏體針狀馬氏體呈竹葉或凸透鏡狀針葉般限制原奧氏體晶粒內針葉間互陸0°或一二0°角 馬氏體轉變同定溫度范圍內（Ms-Mz）連續進行溫度達Ms點立即部奧氏體轉變馬氏體板條狀馬氏體高強度硬度較韌性能承受定程度冷加工；針狀馬氏體硬脆塑性變形能力馬氏體轉變速度極快轉變體積產膨脹鋼絲內部形內應力所淬火鋼絲需要及火防止應力裂 形態特徵 馬氏體三維組織形態通片狀(plate)或者板條狀(lath)片狀馬氏體金相觀察（二維）通表現針狀（needle-shaped）些通描述針狀、竹葉狀原板條狀馬氏體金相觀察細條狀或板狀奧氏體含碳量≥一%鋼淬火馬氏體形態片狀馬氏體奧氏體含碳量≤0.二%鋼淬火馬氏體形狀基本板條馬氏體馬氏體晶體結構體四結構（BCT）高碳鋼加速冷卻通能夠獲種組織高強度硬度鋼馬氏體主要特徵同馬氏體脆性比較高 相變特徵機制：馬氏體相變具熱效應體積效應相變程形核程核何形何目前尚完整模型馬氏體速率般較甚至高達一0cm/s推想母相晶體缺陷（位錯）組態馬氏體形核具影響目前實驗技術觀察相界面位錯組態馬氏體相變程尚能窺其全貌其特徵概括： 馬氏體相變擴散相變相變沒穿越界面原規行走或順序跳躍新相（馬氏體）承襲母相化、原序態晶體缺陷馬氏體相變原規則保持其相鄰原間相關系進行位移種位移切變式（圖一切變式位移示意）原位移結產點陣應變(或形變)（圖二 原位移產點陣應變）種切變位移使母相點陣結構改變且產宏觀形狀改變拋光試表面先劃條直線圖三a馬氏體相變形狀改變PQRS若試部(A□B□C□D□-A□B□C□D□)發馬氏體相變(形馬氏體),則PQRS直線折PQ、QR□及R□S□三段相連直線兩相界面平面A□B□C□D□及A□B□C□D□保持應變、轉稱慣習（析）面種形狀改變稱變平面應變（圖三 馬氏體相變形狀改變）形狀改變使先經拋光試表面形浮突由圖四 高碳鋼馬氏體表面浮突×陸00見高碳鋼馬氏體表面浮突由圖5表面浮突示意示意見馬氏體形與馬氏體相交表面發傾干涉顯微鏡見浮突高度及完整尖銳邊緣（圖陸Co-三0.5Ni合金形六馬氏體產表面浮突干涉圖像） 馬氏體慣習（析）面 馬氏體相變定母相面形新相馬氏體面稱慣習（析）面往往簡單指數面鎳鋼馬氏體奧氏體(γ){一三5}先形（圖漆 Fe-二5Ni-0.三V-0.三C鋼馬氏體及其周圍奧氏體）馬氏體形母相界面存應變部減低種應變能發輔助變形使界面改變圖漆Fe-二5Ni-0.三V-0.三C鋼馬氏體及其周圍奧氏體由{一三5}變{二二四}面圖漆Fe-二5Ni-0.三V-0.三C鋼馬氏體及其周圍奧氏體馬氏體呈透鏡狀具脊面孿晶密度高面即{一三5}□面些馬氏體內部孿晶馬氏體內亞結構鐵基合金馬氏體存孿晶或（）位錯非鐵合金般存孿晶或層錯由圖漆Fe-二5Ni-0.三V－0.三C鋼馬氏體及其周圍奧氏體見：馬氏體周圍母相（奧氏體）形密度高位錯馬氏體相變母相發協作形變形 由於馬氏體相變原規則發位移使新相(馬氏體)母相間始終保持定位向關系鐵基合金由面立母相γ變體立() 形性能 馬氏體由奧氏體中國速冷卻（淬火）形種情況奧氏體固溶碳原沒間擴散晶胞奧氏體達馬氏體轉變溫度（Ms）馬氏體轉變始產母相奧氏體組織始穩定Ms某溫度保持變少部奧氏體組織迅速轉變繼續溫度進步降低更奧氏體才轉變馬氏體溫度達馬氏體轉變結束溫度Mf馬氏體轉變結束馬氏體壓力作用形種通用硬化陶瓷（氧化釔、氧化鋯）特殊鋼種（高強度、高延展性鋼）馬氏體轉變通熱量壓力兩種進

⑻ 珠光體奧氏體馬氏體是怎樣轉化的

馬氏體定義1: (有高碳的400系列)。 這些等級不銹鋼中鉻作為添加唯一主要的合金成分范圍從11% 到17% 。 與鐵素鋼的等級一樣。 然而， 含碳量從0.10 %被增加到0.65%，劇烈地改變馬氏體合金的行為。 高碳材料通過熱處理硬化. 定義2: 作為時間溫度轉化曲線被人熟悉。 如果一小鋼片遲緩地被加熱轉變成奧氏體然後放入鹽浴中浸泡保持恆 溫到一定長的時間接著快速的淬火， 通過檢查判斷奧氏體的轉化程度和范圍。 用同樣的方法測試同樣的鋼的許多樣本， 但是改變保持的溫度和時間來研究鋼的轉換行為。 時間的信息被獲得- 溫度轉化曲線在熱處理實踐是很好用的， 特別是針對馬氏體回火和奧氏體回火 . 珠光體（淬透性）定義: 當鋼加熱到一個給定的溫度然後淬火決定鋼硬化深度和分布的性能( 更加精確地它被定義作為嚴格冷卻條件的一個相反措施在連續冷卻必 要生產一個馬氏體的結構在早先奧氏體化鋼中， 也就是避免在珠光體和貝氏體的范圍變化) 。 更低冷卻速度可以避免這些變化, 加強鋼的淬硬性。鋼的臨界冷卻速度主要由鋼成分決定。 一般含碳量越高，淬硬性越好, 對一個指定計量斷面熔合的元素譬如鎳, 鉻, 錳和鉬可以增加硬化的深度. 貝氏體（分級淬火）定義: 熱處理通過分段淬火來奧氏體化，以足夠快到一個溫度避免鐵素體, 珠光體或貝氏體的構成。 均熱必須足夠長以避免貝氏體的產生。 分級淬火的優點是與正常的淬火的相比，熱壓力降低了許多。 這防止裂裂縫和微小扭曲.

希望採納

⑼ 百度知道馬氏體回火後性能發生什麼變化

片狀馬氏體經低溫回火（150-250攝氏度）後，得到回火馬氏體。他具有針狀特徵。
低溫回火（150-250℃） 所得到的組織是回火馬氏體，其性能是：具有高的硬度（HRC58-64）和高的耐磨性，因內應力有所降低，故韌性有所提高.這種回火方法主要用於刃具，量具，拉絲模以及其它要求硬而耐磨的零件.
鋼淬火後的組織是馬氏體及少量殘余奧氏體，它們都是不穩定的組織，都有向穩定的組織（鐵素體和滲碳體兩相混合物）轉變的傾向.但在室溫下，原子活動能力很差，這種轉變速度極慢.隨著回火溫度的升高，原子活動能力加強，組織轉變便以較快的速度進行.由於組織的變化，鋼的性能也發生相應的變化.

⑽ 馬氏體相變具有什麼特徵，它和成核

馬氏體相變
martensitic transformation
馬氏體最初是在鋼（中、高碳鋼）中發現的：將鋼加熱到一定溫度（形成奧氏體）後經迅速冷卻（淬火），得到的能使鋼變硬、增強的一種淬火組織。1895年法國人奧斯蒙（F.Osmond）為紀念德國冶金學家馬滕斯（A.□artens）,把這種組織命名為馬氏體(□artensite)。人們最早只把鋼中由奧氏體轉變為馬氏體的相變稱為馬氏體相變。20世紀以來，對鋼中馬氏體相變的特徵累積了較多的知識，又相繼發現在某些純金屬和合金中也具有馬氏體相變,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-□n、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。目前廣泛地把基本特徵屬馬氏體相變型的相變產物統稱為馬氏體（見固態相變）。
相變特徵和機制 馬氏體相變具有
熱效應和體積效應，相變過程是形核和長大的過程。但核心如何形成，又如何長大，目前尚無完整的模型。馬氏體長大速率一般較大，有的甚至高達10□cm□s□。人們推想母相中的晶體缺陷（如位錯）的組態對馬氏體形核具有影響，但目前實驗技術還無法觀察到相界面上位錯的組態，因此對馬氏體相變的過程，尚不能窺其全貌。其特徵可概括如下：
馬氏體相變是無擴散相變之一，相變時沒有穿越界面的原子無規行走或順序跳躍，因而新相（馬氏體）承襲了母相的化學成分、原子序態和晶體缺陷。馬氏體相變時原子有規則地保持其相鄰原子間的相對關系進行位移,這種位移是切變式的（圖1切變式位移示意）。原子位移的結果產生點陣應變(或形變)（圖2 原子位移產生點陣應變）。這種切變位移不但使母相點陣結構改變，而且產生宏觀的形狀改變。將一個拋光試樣的表面先劃上一條直線，如圖3a馬氏體相變時的形狀改變中的PQRS，若試樣中一部分(A□B□C□D□-A□B□C□D□)發生馬氏體相變(形成馬氏體),則PQRS直線就折成PQ、QR□及R□S□三段相連的直線,兩相界面的平面A□B□C□D□及A□B□C□D□保持無應變、不轉動，稱慣習（析）面。這種形狀改變稱為不變平面應變（圖3 馬氏體相變時的形狀改變）。形狀改變使先經拋光的試樣表面形成浮突。由圖4 高碳鋼中馬氏體的表面浮突×600可見,高碳鋼馬氏體的表面浮突，它可由圖5表面浮突示意示意,可見馬氏體形成時,與馬氏體相交的表面上發生傾動,在干涉顯微鏡下可見到浮突的高度以及完整尖銳的邊緣（圖6Co-30.5Ni合金形成六方馬氏體時產生的表面浮突干涉圖像）。
馬氏體的慣習（析）面 馬氏體相變時在一定的母相面上形成新相馬氏體，這個面稱為慣習（析）面，它往往不是簡單的指數面，如鎳鋼中馬氏體在奧氏體(γ)的{135}上最先形成（圖7 Fe-25Ni-0.3V-0.3C鋼中的馬氏體及其周圍的奧氏體）。馬氏體形成時和母相的界面上存在大的應變。為了部分地減低這種應變能，會發生輔助的變形，使界面改變如圖7Fe-25Ni-0.3V-0.3C鋼中的馬氏體及其周圍的奧氏體中由{135}變為{224}面。圖7Fe-25Ni-0.3V-0.3C鋼中的馬氏體及其周圍的奧氏體中馬氏體呈透鏡狀，它具有中脊面，是孿晶密度很高的面，即{135}□面，這些馬氏體內部的孿晶是馬氏體內的亞結構。在鐵基合金的馬氏體中存在孿晶或（和）位錯,在非鐵合金中一般存在孿晶或層錯。由圖7Fe-25Ni-0.3V－0.3C鋼中的馬氏體及其周圍的奧氏體還可見到：在馬氏體周圍的母相（奧氏體）中形成密度很高的位錯，這是在馬氏體相變時，母相發生協作形變而形成的。
由於馬氏體相變時原子規則地發生位移,使新相(馬氏體)和母相之間始終保持一定的位向關系。在鐵基合金中由面心立方母相γ變為體心立方(正方)