貝氏體相變

1930 年達文波特（E.S.Davenport）和貝茵（E.C.Bain）首次觀察到鋼經中温等温轉變後相變產物的金相組織形態，後人為了紀念貝茵的功績，將這種組織定名為“貝氏體”（Bainite）。1939年梅爾（R.F.Mehl）又把在較高温度和較低温度形成的不同形態貝氏體分別稱為上貝氏體和下貝氏體。由於對貝氏體相變的本質瞭解不夠，貝氏體尚無統一的定義。

貝氏體又稱貝茵體。過冷奧氏體的中温 轉變產物。因奧氏體中含碳量、合金元 素及轉變温度不同，鋼中貝氏體組織 形態有下述幾種：①上貝氏體。含碳量 高於0.4%的碳素鋼中，在600～ 350℃的較高温度下形成。在光鏡下為 羽毛狀。在電鏡下，上貝氏體由許多從 奧氏體晶界向晶內平行生長的板條狀 鐵素體和在相鄰鐵素體條間存在的不 連續的、短桿狀的滲碳體所組成，其鐵 素體的形態與亞結構和板條馬氏體相 似，但位錯密度要低2～3個數量級， 約為10～10/cm； ②下貝氏體。在 350℃～M_s的較低温度下形成。在光 鏡下呈黑色針狀。下貝氏體中鐵素體 的形態與馬氏體很相似，碳含量低時 呈板條狀，碳含量高時呈透鏡片狀，碳 含量中等時兩種形態兼有。與馬氏體 不同，下貝氏體中鐵素體的亞結構為 位錯型，不存在孿晶，其位錯密度比上 貝氏體中鐵素體的高；③反常貝氏體。 出現在過共析鋼中，以滲碳體為領先 相；④粒狀貝氏體。可能存在於一些低 碳鋼及低碳、中碳合金鋼中，在上貝氏 體形成温度以上和奧氏體轉變為貝氏 體最高温度 （B_s點）以下的温度範圍 內形成。由塊狀或針狀鐵素體基體以 及分佈在基體上的一些顆粒狀小島所 組成。小島呈不連續條形，平行排列在 鐵素體基體中。下貝氏體形成温度較 低，其鐵素體針細小，無方向性，碳的 過飽和度大，位錯密度高，且碳化物分 布均勻，彌散度大，所以硬度高，韌性 好，具有較好的綜合性能。上貝氏體的 鐵素體片較寬，強韌性均差，故在生產 上力求避免。

上貝氏體開始轉變前，在過冷奧氏體的貧碳區先孕育出鐵素體晶核。它處於碳過飽和狀態，碳有從鐵素體中向奧氏體擴散的傾向，隨着密排的鐵素體條的伸長、變寬，生長着的鐵素體中的碳不斷地通過界面排到其周圍的奧氏體中，導致條間奧氏體的碳不斷富集，當其碳質量分數足夠高時，便在條間沿條的長軸方向析出碳化物，形成典型的上貝氏體，如圖1中（a）。

下貝氏體是在較大的過冷度下形成的，碳的擴散能力降低，儘管初生的下貝氏體的鐵素體周圍溶有較多的碳，具有較大的析出碳化物的傾向，但碳的遷移卻未能超出鐵素體片的範圍，只是在片內沿一定的晶面偏聚起來並進而沿與長軸成55°～60°夾角的方向上沉澱出碳化物粒子，轉變温度越低，碳化物粒子越細，分佈越彌散，而且此時仍有部分碳過飽和地固溶在鐵素體中形成典型的下貝氏體，如圖1中（b）。

此外，在低中碳合金鋼中，還往往會出現粒狀貝氏體，其形成温度大致在上貝氏體轉變温度區的上部。

粒狀貝氏體金相組織的特徵是在較粗大的塊狀鐵素體內部出現孤立的“小島”。它們呈粒狀或長條狀多樣形態，很不規則，如圖2所示。這些小島原先是高碳奧氏體，隨後的轉變產物有三種可能： a. 分解為α-Fe和碳化物；b. 發生馬氏體轉變；c. 仍保持為高碳奧氏體。有時在一個組織中出現其中一種情況或同時出現多種情況，視奧氏體的化學成分和熱處理工藝而異。 ^[2] 

鋼中貝氏體轉變具有以下公認的特性：①有表面浮突效應；②碳原子進行擴散；③較馬氏體轉變速度緩慢；④新、舊相間有一定的對應的晶體學關係和慣析面。

合金鋼中某些合金元素能使過冷奧氏體轉變圖（C曲線）中的珠光體（或珠光體+鐵素體）區和貝氏體區分為各自獨立的C曲線。有些合金元素（Cr、W、V等）能減小碳的擴散係數,另一些合金元素（C、Ni、Mn等）降低臨界點和減少相變自由能，致使貝氏體轉變速度減慢,孕育期增長。又有一些合金元素（Mn和微量B）能明顯抑止先共析鐵素體（F）的析出，合金元素Mo、W則能顯著推遲珠光體 （P）轉變，但對貝氏體轉變影響較小。利用Mn或Mo-B合金化,可使低碳鋼的（F+P）區孕育期延長，而貝氏體的孕育期無明顯改變，貝氏體鼻部相應地突出出來，空冷後易獲得貝氏體，這類合金可稱貝氏體型鋼。

在非鐵合金的相變中也有類似鋼中的貝氏體轉變，如黃銅（約40%Zn）在固溶化後，於一定温度等温處理一定時間，便有條狀新相從β基體中沉澱，它的Zn含量高於α/β相間平衡狀態下的α相中的Zn含量。若延長保温時間,Zn原子從新相中脱溶而擴散進入β基體中。新相在β相一定結晶（慣析）面上形核，生長速度緩慢，且呈表面浮突效應，具有鋼中貝氏體型轉變的特性。