Bainite in Steels, by H. K. D. H. Bhadeshia
Translated by: Zhengliang, Harbin Institute of Technology

上贝氏体的显微组织中有细铁素体片，每一铁素体片厚约0.2 m m、长约10 m m。薄片成团生长称之为“束”。在每一束中，薄片相互平行且具有同样的晶体学位向，而且每一板条具有精确的晶体学惯习面。每一束中的单个板条经常称为贝氏体的“亚单元”，它们通常被低位相相差晶界活渗碳体颗粒分割开，如图所示。

上贝氏体的形成从体素体板条在奥氏体晶界处形核开始分为几个明显的阶段。每一个板条的生长都伴随着转变区体积的变化（如图所示），这种变化可以精确的描述为具有大的剪切分量的无变化-平面应变（invariant-plane strain），它实际上与马氏体转变过程中所观察到的体积改变相同。但是，与马氏体相比贝氏体的形成温度较高。随着温度的升高奥氏体的强度下降，它将不能承受由体积变化所产生的大的应变。这些应变通过相邻奥氏体的塑性变形得到释放。奥氏体屈服所产生的位错密度的局部增加会阻碍转变区界面的进一步推移（如图所示）。因此，这种局部塑性变形阻碍铁素体板条的生长，从而每一个亚单元只能具有有限的尺寸，这一尺寸要远小于奥氏体晶粒的尺寸。

与马氏体转变相同，贝氏体转变便过程中的体积变化表明贝氏体形铁素体的长大是位移式的。为了使位移所产生的应变能最小，贝氏体总是以薄片状生长。因为贝氏体的晶体结构是通过原子的协同运动形成，贝氏体与奥氏体之间必然存在某种位向关系。实验发现这种位向关系属于两种点阵中的一对最密排面大致相互平行这样一种类型，在这些面上最密排方向也相互平行。这种关系可以大致地用一种Kurdjumov-Sachs型位向关系来描述。

以前曾经强调过上贝氏体的形成可以分为两个明显的阶段，第一个是贝氏体型铁素体的形成，碳在这种贝氏体型铁素体中的溶解度很低(< 0.02 wt.%)，因此，这种铁素体长大时会使残余奥氏体富碳，并最终导致渗碳体从铁素体亚单元间的残余奥氏体层中析出。渗碳体的数量取决于钢的含碳量。高的碳含量会导致形成铁素体片被连续的渗碳体层分割开这样一种显微组织。当钢的含碳量低时，则形成小的、离散分布的渗碳体颗粒。

渗碳体颗粒从奥氏体中析出时与奥氏体保持"Pitsch"型位向关系。

从奥氏体中析出的碳化物由很多种类，每一种颗粒都通过铁素体/奥氏体之间的关系与铁素体保持着间接的位向关系。

下贝氏体的显微组织和晶体学特征与上贝氏体都非常相似。它与上贝氏体的最显著的差别是渗碳体也在铁素体片中析出（如图所示）。因此，由两种渗碳体析出物：一类是从富碳的奥氏体中析出并把贝氏体型铁素体片分割开的，另一类看起来象是从过饱和的铁素体中析出的。后一类碳化物颗粒与基体保持“回火型”位向关系，这种位向关系通常在对马氏体进行回火处理时形成，并经常被称为Bagaryatski位向关系。

铁素体中的碳化物并非总是渗碳体。在合适的化学成分和转变温度时，其它一些过渡型碳化物可首先析出。例如，在含有高于1 wt.%硅（硅抑制渗碳体的形成）的高碳钢中，通常会在贝氏体型铁素体中观察到epsilon碳化物。

与回火马氏体相反，下贝氏体中的碳化物颗粒经常仅以一种晶体学位向的变体形式析出（如图所示），这样就形成与贝氏体薄片的轴向成60的排列形式。在回火马氏体中，碳化物倾向于以魏氏体组织排列的形式析出。在下贝氏体中碳化物能够以这种特殊的方式析出，因为碳化物在铁素体/奥氏体界面处形核，因此趋于以具有不同位向关系的变体中的一种形核长大，这种变体可以与它所相邻的奥氏体和铁素体都保持最佳的匹配。

另一个看起来合理的解释是下贝氏体的位移式生长所产生的应力会影响碳化物的析出。这种影响在马氏体回火时不是很明显，因为此时碳化物析出的驱动力较大。下贝氏体中的碳化物非常细小，只有几个纳米厚，大约500纳米长。由于它们在铁素体内部析出，只有一小部分碳会扩散到残余奥氏体中。这也就是说与上贝氏体的显微组织相比，铁素体薄片间的碳化物数量更少、尺寸也更小。由此导致的一个非常重要的结果就是下贝氏体通常比比上贝氏体的韧性要高得多，而且下贝氏的强度也倾向于要比上贝氏体高。上贝氏体中粗大的渗碳体颗粒由于会导致解理裂纹或微孔的萌生而被认为是有害的。

由贝氏体型铁素体生长所导致得不变平面-应变（IPS）表面浮凸具有大的切应力分量，其值为0.24，而相变产生的体积应变为0.03（如图所示）。因此，相变发生时发生了原子的协同运动。与此相对应，高分辨电子显微镜观察结果表明铁原子和置换式溶质原子如Mn, Si, Ni, Mo和Cr在相变过程中被冻结在其所在位置，如图所示。因此，晶体结构的变化是通过奥氏晶体的变形来实现的。如果应变是可弹性协调的，则贝氏体型铁素体中的应变能可达400 J/mol。部分应变可通过相邻的奥氏体的塑性变形得到松弛。

由三种可能性。一是在贝氏体长大过程中碳可以扩散，使得铁素体中不会形成碳的过饱和。二是贝氏体的长大是无扩散型的，碳被不断前进的界面所陷住。最后是中间状态，即一些碳原子可以扩散，而剩下的则被稳定在铁素体中，使铁素体部分过饱和。因此，要精确确定在贝氏体型铁素体生长过程中碳的作用要比确定碳在马氏体转变中的作用难得多。

当贝氏体的自由能小于同成分奥氏体的自由能时，要发生无扩散型相变需要相变温度低于T₀。T₀温度与碳含量的关系图称为T₀曲线，在如图所示的Fe-C相图中给出了T₀曲线的一个例子。只有当奥氏体中的碳含量位于T₀曲线的左侧时，才可实现贝氏体的无扩散生长。

设想贝氏体片以无扩散方式形成，而且过量的碳被很快地排入残余奥氏体中。则下一个贝氏体片就必须从富碳奥氏体中形成（如图a所示）。当奥氏体中的碳含量达到T₀曲线时，这种转变过程就必须停止。可以说这一反应没有完成，因为在反应停止点奥氏体还没有达到其平衡成分（Ae3曲线所示）。另一方面，如果铁素体生长时保持平衡碳浓度，则奥氏体碳浓度达到Ae3曲线上的数值时转变就应当停止。

试验发现，贝氏体转变的确在T₀边界停止（图b）。这些证据表明在B_S温度以下贝氏体的生长包括亚单元的连续形核与马氏体型长大，然后是通过碳扩散进入周围奥氏体而形成上贝氏体。尽管不能完全排除一小部分碳在贝氏体生长过程中还是被再分配的可能性，但是对转变初期贝氏体中碳过饱和这一点很少有疑问。

当在分析中考虑转变的应变能时，这些结论的变动不大。
通过许多技术，如膨胀仪、电阻测量、磁性测量和金相观察等，可以发现贝氏体有两个重要的特征。首先，有一个定义精确的B_S温度，在这一温度以上没有贝氏体形成。这一点已在许多钢中得到证实。当转变温度低于B_S温度时，形成的贝氏体量随转变温度的降低而增加。在等温转变过程中，贝氏体的体积分数与时间符合S-函数关系，并最终达到一渐进型极限。即便在还有相当数量的残余奥氏体未转变，此极限随热处理的时间的延长不再改变。实际上，在奥氏体达到其平衡成分之前，转变就已经停止了，因此这种效应又被称为“不完全-反应现象”。
如果认识到当奥氏体中的碳浓度达到相图中的T₀曲线时贝氏体的长大就必须停止，就可以理解所观察到的这些现象了。当转变温度降低时，因为这种情况在碳浓度增加时总会遇到，所以在低于B_S温度以下过冷度越大形成的贝氏体越多。但是，正如试验观察到的那样，当奥氏体的成分由Ae3相边界给出时，T₀曲线约束意味着永远不会达到平衡。有时也定义出了贝氏体转变终了温度B_F，但很明显它不可能有任何物理意义。

除了知道形核激活能与相变的驱动力成正比外，人们对贝氏体形核过程知道得很少。这与马氏体形核理论是一致的。但是，与马氏体转变不同，尽管贝氏体晶核发展成亚单元后继续生长时不需要扩散，形核时一部分碳必须从铁素体中跑出进入奥氏体中。

单个铁素体片的尺寸太小，因此不能用光学显微镜来很好地分辨。光学显微镜只能显示出薄片团。应用高分辨技术，如光电子发射透射电子显微分析术可以使我们直接研究贝氏体转变的进展情况。毫不奇怪，试验发现单个贝氏体片的增长速度比一个扩散型相变过程所预期的增长速度要快得多。然而，增长速度又比马氏体转变速度低很多，因为贝氏体的相变温度较高，驱动力较小。铁素体薄片倾向于以恒定的速度生长，但通常在它们横穿过奥氏体晶粒以前就被阻止了。

薄片束的增长速率就更慢了，因为不断萌生新的亚单元晶核需要时间。不过，薄片束的增长速度一般要比由碳扩散控制的生长过程高一个数量级。人们也对贝氏体薄片束增厚速度进行了测量。贝氏体束的增厚过程看起来是不连续的，以大小约为0.5微米的台阶，阶梯式生长增厚。这些台阶的高度与通过薄膜电子显微分析术观察到的亚单元的尺寸相符。因此，贝氏体束的增厚速率取决于在一个薄片束中贝氏体亚单元在相邻位置形核的速率。

所有这些转变特征，即贝氏体的体积分数随时间、温度、奥氏体晶粒组织以及合金的化学成分等的变化都可通过TTT图来考虑。一个简化的观点是TTT图包含两个分开的C-曲线。一个在较高温度，描述的是扩散型相变产物如铁素体和珠光体的形成过程，而较低温度下的C-曲线则代表了位移式反应产物如魏氏体型铁素体和贝氏体的形成过程。在转变快速地低碳、低合金元素的钢（lean steels）中，这两个曲线重叠在一起，使得看起来就像一个曲线，这个曲线是上述所有反应的综合。当钢中的合金元素含量增加到可以推迟奥氏体的分解时，在TTT图中就可以清晰的区分出原来重合在一起的两个曲线，而且在贝氏体转变开始温度B_S附近形成“湾”的特征。这个湾对设计一些高强钢（奥氏体成形钢）很重要，因为这类钢必须在低温下、贝氏体转变开始以前的奥氏体状态进行变形。

当等温转变温度低于B_S时，形成下贝氏体。在下贝氏体中碳化物从铁素体中析出，相应地从铁素体中间的奥氏体中析出的碳化物数量减少。这种从上贝氏体向下贝氏体的转变可以根据过饱和贝氏体片形成后发生的快速回火过程来解释。过剩的碳倾向于通过扩散进入到残余奥氏体中，但是铁素体中的过饱和度也会因铁素体中碳化物析出而降低。

随着转变温度的下降，脱碳所需的时间增长，一些碳有机会以细小碳化物的形式从铁素体中析出，而其余的碳进入奥氏体，并最终作为片间碳化物析出。这就是下贝氏体组织。由于只是一部分碳扩散进了奥氏体，片间碳化物的尺寸要远小于上贝氏体中的片间碳化物。这就是为什么具有高度细化组织的下贝氏体总是要比上贝氏体韧性好，尽管通常它的强度还要高得多。

根据上贝氏体向下贝氏体转变的机制，一个必然推论是，在含碳量高的钢中仅只会形成下贝氏体。很显然，相变过程中铁素体所滞留的大量的碳不可能足够快低逃逸到奥氏体中去，因此，从铁素体中析出碳化物是不可避免的。相反，在含碳量很低的钢中，脱碳所需的时间很短，以至于在铁素体转变终了和马氏体转变开始之间的所有温度下都只能发生上贝氏体转变。

粒状贝氏体这一术语经常用来描述连续冷却转变时形成的贝氏体。这一术语在工业界被广泛使用，因为在工业生产中大多数钢所经历的是非等温热处理。在能源工业中有一个好的例子：Cr-Mo钢部件从奥时体状态自然冷却来形成贝氏体组织。

在用透射电镜观察时，并不能一下子就把粒状贝氏体和一般贝氏体区分开来，因为它的形成机制与一般贝氏体并没有区别。但是，由于其显微组织是在冷却过程中逐渐形成的，贝氏体束可能会比较粗大。因此，光学显微组织中可以区分出贝氏体块和奥氏体块，以至于人们可以用形容词“粒状”来恰当地描述它。

在回火过程中显微组织和性能变化的程度和速度必然取决于原始样品偏离平衡状态多远。因此，回火过程中贝氏体的行为预期会与马氏体的不同。

与马氏体不同，贝氏体型铁素体中仅含有少量过饱和的固溶碳。贝氏体转变后样品中的大部分碳都以渗碳体颗粒的形式存在，而且这些碳化物与回火马氏体中的碳化物相比要显的粗大。所以，回火热处理对贝氏体的作用要比对退火处理对同一种钢的作用还要轻微。

贝氏体的形成温度相对较高，在转变过程中就可以发生回复。结果，当低碳贝氏体钢在高达700 °C（1小时）退火时，回复、形貌或碳化物颗粒仅只发生很小的变化。只有当片状铁素体组织变成等轴状时，才发生快速软化。与片状铁素体的变化一起进行的是渗碳体的球化和粗化。进一步回火产生的作用很小。

与马氏体钢显著不同的时，含碳量的微小变化(0.06-0.14 wt.%)对贝氏体的回火影响很小。碳的固溶强化作用非常强。因此，回火过程中马氏体的强度随碳的析出急剧下降。而在贝氏体中，碳主要以对强度贡献很小的粗大的碳化物形式存在。所以，对贝氏体而言回火反应对钢种碳浓度相当不敏感就不值得奇怪了。

许多贝氏体组织中含有一定量的残余奥氏体。通常在400 °C以上回火时会导致残余奥氏体分解成铁素体和碳化物的混合物。

在高温回火时，含有强碳化物形成元素如Cr、V、Mo和Nb等的贝氏体钢会发生二次硬化。当细小（更稳定）的合金碳化物通过消耗渗碳体而形成时，产生二次硬化。由于贝氏体中的渗碳体较粗大，二次硬化反应与马氏体中的相比要缓慢的多。

在重工业工程中，人们对使用含铜贝氏体钢相当感兴趣。回火会导致细小的铜颗粒的形成，对强度有贡献而又不会使韧性下降。

碳对上贝氏体和下贝氏体形成的温度范围有显著影响。许多合金元素都会导致B_S温度的下降，但碳的作用最大，这可以从下面的公式中看出来：

B_S (° C) = 830-270C -90Mn-37Ni-70Cr-83Mo

式中的合金成分为重量百分比wt.%。碳在奥氏体中的溶解度要比在铁素体重大的多，而且是一个非常有效的奥氏体稳定元素，会延缓反应的动力学。最后组织中碳化物的体积分数与钢种的碳含量成正比，因此，碳含量必须保持在约0.4 wt.%以下以保证具有可靠的机械性能。我们已经发现增加钢的含碳量会使得下贝氏体易于形成，因为这会使在渗碳体析出开始前过饱和的贝氏体型铁素体脱碳变得更加困难。
在碳钢中，贝氏体反应从动力学上被铁素体-珠光体反应所遮蔽，因为铁素体-珠光体反应发生的温度更高、时间也更短，以至于在连续冷却样品中很难得到贝氏体组织。即便采用等温转变，发生贝氏体转变也存在困难，比如说当铁素体反应特别快的时候。金属合金元素的加入通常会导致铁素体向珠光体转变的推迟，此外还会把贝氏体转变降低到较低温度。这经常会导致两种反应分得很开，使得许多合金钢的TTT曲线中珠光体转变和贝氏体转变的C曲线分开得非常明显。然而，即便这样要得到完全的贝氏体组织也是困难的，因为贝氏体转变与马氏体转变太接近了。

研究发现，通过在含有0.5 wt.% Mo的低碳钢中加入约0.002 wt.%的B是一种非常有效的将贝氏体转变隔离开的方法。在Mo促进贝氏体转变的同时，B显著地延迟铁素体转变。也许B的这种作用是通过在原奥氏体晶界处优先偏聚造成的。这会使得贝氏体转变在较短时间内发生，同时B对贝氏体的C曲线几乎没有影响，因此并没有促进马氏体的形成。结果，在一定的冷却速度范围内，可以得到全贝氏体钢。

强度低于1000MPa、总合金元素量小于2 wt.%的钢种有很大的市场。贝氏体钢就很适合于这种应用范围。但是，要想得到合适的显微组织必须对合金进行仔细的设计。淬透性不足的钢倾向于转变成allotriomorphic铁素体和贝氏体的混合物。如果增加淬透性则通常会导致部分马氏体组织。因此解决方法应当是低合金元素、低碳钢，含有少量的B和Mo来抑制allotriomorphic铁素体的形成。B可以增加贝氏体的淬透性。在有B存在的情况下，可以降低其它溶质元素的添加浓度以避免形成马氏体。贝氏钢的典型成分为Fe-0.1C-0.25Si-0.50Mn-0.55Mo-0.003B wt.%。实验发现，在正火处理时这些钢基本上可以转变成仅含有非常少马氏体的全贝氏体组织。
最新型贝氏体钢的设计是显著降低碳及其它合金元素含量，然后通过提高冷却速度来获得所需的贝氏体组织。降低合金元素含量后，不仅使钢具有更好的焊接性能，而且由于贝氏体组织的细化还可获得更高的强度。

工业上可用的贝氏体钢的范围包括高焊接性的超低碳贝氏体钢、可与淬火回火马氏体相匹敌的强度很高的贝氏体钢、至今已应用于电站工业几十年的高蠕变抗力贝氏体钢、由于所需加工量较少而优于马氏体钢的锻造贝氏体钢、可以诱使贝氏体在粒子内部形核形成混乱组织以阻止裂纹扩展的inoculated贝氏体钢等等。超高强度钢则是由贝氏体型铁素体、马氏体和残余奥氏体的混合物组成。这类超高强度钢通过加入Mn、Cr和Ni来提高淬透性，同时还含有大量的Si（约2 wt.%）以避免渗碳体的形成（如图所示）。高强钢中的杂质和夹杂物含量非常低，因此使得钢中易于形成渗碳体颗粒，而渗碳体颗粒是要避免形成或需要细化的。

合金 | C Si Mn Ni Mo Cr V B Nb 其它

初期贝氏体钢 | 0.10 0.25 0.5 - 0.55 - - 0.003 -

超低碳钢 | 0.02 0.20 2.0 0.3 0.30 - - 0.010 0.05

超高强钢 | 0.20 2.00 3.00 - - - - - -

抗蠕变钢 | 0.15 0.25 0.50 - 1.00 2.3 - - -

锻造合金 | 0.10 0.25 1.00 0.5 1.00 - - - 0.10

孕育钢 | 0.08 0.20 1.40 - - - - - 0.10 0.012 Ti

具有相同组织但合金元素含量略有下降的中强钢在汽车工业中可用作防侧面撞击的保险杠。贝氏体钢在汽车工业中应用的另一个主要进展是应用贝氏体锻造合金制作凸轮轴等零部件。这些零部件以前用马氏体钢制作，需要经过锻造、硬化、回火、矫直以及最后的去应力处理。所有这些操作都可被从模锻温度控制冷却以生成贝氏体组织来代替，节约的成本有时甚至会造成整个零件体系是盈利还是亏本这样明显的差别。

从20世纪40年代早期开始高蠕变抗力贝氏体钢成功应用于电站工业。这类钢的淬透性必须高到大如直径1米的零部件在连续冷却时能够在整个截面上得到贝氏体组织。这些合金通过Cr和Mo来增加淬透性，而且在后序的热处理过程中会析出合金碳化物，显著提高钢材的蠕变抗力。

通过在熔化的钢中有控制地加入非金属颗粒进行孕育处理，可诱使贝氏体以非金属夹杂物为异质形核点在晶内形核，而不是从奥氏体晶界处形核。这种在晶内形核的贝氏体称作“针状铁素体”。这种组织分布非常紊乱，具有很强的使裂纹偏转的能力。现在孕育钢已实现商业应用，而且正被用于条件要求苛刻的结构件上，利于用来制作有害环境下使用的石油钻探设备。
轧制技术的发展已经使得可以在轧制过程中对钢板进行快速冷却而不会导致不适当的变形。这已导致“加速冷却钢”的发展，这种钢为贝氏体组织，而且具有高的成形性，可以与传统的控制轧制钢相媲美。

• 贝氏体钢研究论文
• 贝氏体钢讲义
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