背景
隨著時代的進步，當前社會對交通運輸、機械製造等行業提出了更高的要求，因此，對於金屬材料來講，也迎來了新的挑戰。在保證成本不顯著增加的情況下，不僅要求其具備較高的強度和硬度，還需要擁有良好的綜合力學性能才能適應時代的發展。傳統的材料已經無法滿足時代進步所提出的更高要求，新型的材料及工藝亟待研發。
國內外工程上所使用的結構件大多由金屬材料製成，結構件尺寸普遍較大且形狀複雜。對於傳統的淬火馬氏體組織，在熱處理過程中，如果冷速過，容易引起開裂，冷速過慢又會使得心部出現較多層片狀珠光體組織，影響結構件的力學性能。唯有通過添加較多的昂貴的合金元素來提高馬氏體鋼的淬透性，而這又會使得成本大幅度增加。細晶強化是針對其的一項套用十分廣泛的強化手段之一，如果能得到納米級的金屬材料組織，其綜合力學性能肯定會實現突破。
近年來，國內外大量的科學家對納米材料的製備工藝進行了研究，製作納米材料的技術也不斷進步。利用大塑性變形等多種方法已可得到納米級的金屬材料組織。但是大多工藝複雜，難以進行規模生產。
自20世紀30年代Bain和Davenprot通過中溫等溫轉變獲得貝氏體以來，貝氏體相變理論不斷的發展，多種形貌的貝氏體組織被科學家們所發現，並且設計出不同成分的鋼種和生產工藝，形成了多種系列的貝氏體鋼，推動了貝氏體鋼在實際生產中的套用。Bhadeshia等使用一種高碳高矽鋼，將其置於MS點溫度附近進行長時間的等溫轉變，獲得了組織極其細小的納米級貝氏體組織，其貝氏體鐵素體板條厚度最低能夠達到30nm，富碳的殘餘奧氏體薄膜均勻分布於鐵素體板條間，這種組織超細的貝氏體被稱為低溫貝氏體。
貝氏體轉變
在金屬熱處理過程中，鋼的過冷奧氏體在中溫(珠光體轉變和馬氏體轉變的溫度範圍之間)發生的轉變。鋼鐵熱處理理論的奠基者美國人貝茵(E C Bain)在1930年首先發表了這種轉變產物的光學金相照片，後來人們把這種轉變產物命名為貝氏體。到1939年，美國人梅爾(R.F.Mehl)把在這個溫度範圍上部的轉變產物稱為“上貝氏體”);在這個溫度範圍下部的轉變產物稱為“下貝氏體”。
關於貝氏體的定義和轉變機制，是固態轉變理論發展中最有爭議的領域之一。它形成了兩個對立的學派，即以柯俊為代表的切變學派和以美國人阿洛申(H.I.Aaronson)為代表的擴散學派，以及介於兩個學派之間的一種所謂轉變機制轉化連續性和階段性理論。
20世紀50年代初，當時在英國伯明罕大學任教的中國學者柯俊及其合作者英國人科垂耳首次研究了鋼中貝氏體轉變的本質。他們用光學金相法在預先拋光的樣品表面發現，在貝氏體轉變時有類似於馬氏體轉變的表面浮凸效應。在當時，轉變過程的表面浮凸效應被公認是馬氏體型切變機制的有力證據。以此實驗現象為依據，認為貝氏體轉變是受碳擴散控制的馬氏體型轉變。鐵和置換式溶質原子是無擴散的切變，間隙式溶質原子(如碳)則是有擴散的。這種觀點後來為許多學者所繼承和發展，人們統稱為“切變學派”。它在20世紀50～60年代，是貝氏體轉變的主導理論。
到20世紀60年代末，切變理論受到了美國以研究擴散型相變著稱的阿洛申(H.I.Aaronson)及其合作者的挑戰。他們從合金熱力學的研究結果認為，在貝氏體轉變溫度區間，相變驅動力不能滿足切變機制的能量條件，因而從熱力學上否定了貝氏體轉變的切變理論。他們認為貝氏體轉變屬於共析轉變類型，以擴散台階機制長大，屬於擴散型轉變。這種觀點為中國著名金屬學家徐祖耀等繼承和發展，人們統稱為“擴散學派”。
在兩大學派之間，還有一些中間性理論。例如，認為貝氏體轉變是介於共析分解和馬氏體轉變之間的中間過渡性轉變，上貝氏體的形成機制接近於共析分解，而下貝氏體則與馬氏體轉變相近。
貝氏體鋼
中低碳結構鋼適當合金化後可顯著延遲珠光體轉 變，突出貝氏體轉變，使鋼在奧氏體化後在較大的連續 冷卻冷速範圍內部可以得到以貝氏體為主的組織，稱 為貝氏體鋼。貝氏體鋼可以用較低的冷速得到較高的 綜合性能，從而簡化熱處理工藝，減少變形。
為延遲鋼的珠光體轉變(包括先共析鐵素體轉 變)，最有效的合金元素是B、Mo、Mn、W和Cr。其中 特別是B和Mo在延遲珠光體轉變的同時對貝氏體轉 變卻影響不大。所以貝氏體鋼大多以Mo、B為基本合 金元素。
貝氏體開始轉變點B是衡量貝氏體鋼性能的重 要指標。B點愈低，其抗拉強度愈高。合金元素按碳、 錳、鉬、鉻、鎳的次序依次減弱對B點的影響。但它們 也同時使M點降低，從而降低材料工藝性能。所以常 用B降低值與M降低值之比來衡量合金元素對貝 氏體鋼的貢獻。按此排列則依次為：C、Cr、Mo、Mn、 Ni。
貝氏體鋼的最終熱處理狀態通常是爐冷、空冷或 模冷。其組織以下貝氏體為主。但隨冷卻的不同也可能 出現板條馬氏體和無碳貝氏體。
下貝氏體和板條馬氏體均為板條狀，在很多情況 下是相間排列的，在光鏡下很難區分。其特徵如下：
M-A組織是在貝氏體、馬氏體基底上分布的顆粒 組織。這是由於碳濃度偏析在冷卻轉變中形成的富碳 奧氏體區，在隨後的冷卻中部分轉變為馬氏體，部分保 持奧氏體狀態而構成。M-A組織通常在光鏡中可以辨 認，呈不規則顆粒，分布在貝氏體鐵素體內或晶界上。 隨轉變溫度的降低，顆粒變細變小。馬氏體中也可以出 現M-A組織，但只能由電鏡加以辨別。而在 55SiMnMo鋼的無碳貝氏體上M-A已演變成塊狀組 織。M-A組織硬度、強度均高於基底。但少量小顆粒的 M-A組織對常規性能沒有明顯影響。
無碳貝氏體是中碳貝氏體鋼55SiMnMo正火態 的主要組織。鐵素體和富碳奧氏體組成條片相間的貝 氏體組織，在相內和相間均無碳化物析出。經測定此種 無碳貝氏體中含奧氏體約30%(體積分數)。奧氏體的 含碳量可達w=1.5%。
為了顯示無碳貝氏體中的奧氏體，可以採用染色 法。染色劑為：亞硫酸鈉2g，冰醋酸2mL，水50mL。先 用硝酸酒精(3+97)侵蝕，使組織清晰，再浸入染色劑 中1～2min。沖洗，烘乾時要避免碰擦。這時奧氏體保持明亮、塊狀，為天藍色，鐵素體呈棕色。
無碳貝氏體具有良好的衝擊疲勞抗力。回火分解溫度為400℃。
分類
1) 按貝氏體形成所處的溫度分類，分為上貝氏體和下貝氏體。在貝氏體C-曲線的上部溫度區(Bs點到鼻溫附近) 形成上貝氏體，在貝氏體“鼻溫”以下至Ms點附近的較低溫度區形成下貝氏體。
以38Cr Mo鋼的TTT圖為例所標明的那樣，該鋼貝氏體的鼻溫約400 ℃，Bs點約為500 ℃，馬氏體點Ms為320 ℃。
2) 按組成相分類，可分為無碳化物貝氏體和有碳化物貝氏體，這是貝氏體組織的兩種基本類型。無碳化物貝氏體中包括準上貝氏體、準下貝氏體、粒狀貝氏體等; 有碳化物貝氏體是在貝氏體鐵素體基體上分布著顆粒狀的或短片狀滲碳體或ε碳化物，稱為“有碳化物貝氏體”，雖然人們尚不習慣這個名稱，但是“有碳化物貝氏體”是客觀存在，相當於無碳貝氏體，必定是一大類別。
3) 按貝氏體形態分類，可分為羽毛狀貝氏體、粒狀貝氏體、柱狀貝氏體、條片狀貝氏體、針狀貝氏體、片狀貝氏體、竹葉狀貝氏體、正三角型貝氏體、“N”形貝氏體、蝴蝶形貝氏體等，名稱很多，形形色色，不必糾纏眾多形貌的名稱，只需從本質上認識即可。
4) 按碳含量分類，可分為超低碳貝氏體、低碳貝氏體、中碳貝氏體、高碳貝氏體。工業上常稱為超低碳貝氏體鋼、高碳貝氏體鋼等。
貝氏體組織的發現使貝氏體相變受到廣大材料科學工作者的重視，對貝氏體的組織結構、貝氏體相變機理、貝氏體鋼的開發和套用進行了大量的研究，取得豐碩成果。尤其是近年來，高分辨電鏡等設備的套用，對貝氏體組織和精細結構進行了深入細緻的觀察分析，促進了貝氏體相變理論的研究和創新，促進貝氏體組織的工業套用。
上貝氏體形態的共同特點是在貝氏體鐵素體板條之間存在未轉變的奧氏體或其轉變產物。下貝氏體的未轉變奧氏體或其轉變產物則位於貝氏體鐵素體板條之內。羽毛狀上貝氏體或BⅡ型貝氏體，是最早發現的上貝氏體。在貝氏體鐵素體板條之間存在著不連續的滲碳體片，它是貝氏體轉變完成的產物。在貝氏體轉變初期，貝氏體鐵素體先形成，將碳原子富集到未轉變的奧氏體內，而碳化物則尚未析出，就獲得無碳化物貝氏體或BⅠ型貝氏體、準上貝氏體、粒狀貝氏體等形態。針狀下貝氏體或BⅢ型貝氏體是最早發現的下貝氏體，滲碳體片以與長軸成50°～60°角分布在板條之內，它也是貝氏體轉變完成的產物。準下貝氏體是轉變初期的產物。
與粒狀貝氏體相近的所謂“粒狀組織”，它的鐵素體基體不是貝氏體鐵素體，而是塊狀鐵素體，一般認為塊狀鐵素體是塊型轉變的產物。在鐵素體基體上分布的富碳奧氏體或其冷卻過程中轉變產物的混合組織(簡稱M/A島)是無方向性分布的，也沒有貝氏體轉變那樣的表面浮凸效應。
組織形貌
鋼、鑄鐵及鐵合金中的貝氏體組織形態極為複雜，這與貝氏體相變的中間過渡性特徵有直接的關係。鋼中的貝氏體本質上是以貝氏體鐵素體為基體，其上分布著θ滲碳體( 或ε碳化物) 或殘留奧氏體等相構成的有機結合體。是貝氏體鐵素體(BF)、碳化物、殘餘奧氏體、馬氏體等相構成一個複雜的整合組織。
超低碳鋼的貝氏體組織形貌
近年來，對於碳含量< 0． 08%的超低碳鋼組織研究套用較多。該鋼淬火或鍛軋後控制冷卻可獲得超低碳貝氏體組織。如將X65管線鋼試樣1000 ℃加熱，以25 ℃ /s冷卻得到貝氏體組織中的不規則界面的塊狀鐵素體+條片狀鐵素體，即為超低碳貝氏體。如果加大冷卻速度則可以獲得完全細小條片狀貝氏體組織。
上貝氏體的組織形貌
上貝氏體是在貝氏體轉變溫度區的上部(Bs～鼻溫) 形成的，形貌各異，有羽毛狀貝氏體、無碳貝氏體、粒狀貝氏體等。
無碳貝氏體，這種貝氏體在低碳低合金鋼中出現幾率較多。當上貝氏體組織中只有貝氏體鐵素體和殘留奧氏體而不存在碳化物時，稱其為無碳化物貝氏體，或簡稱無碳貝氏體。
無碳貝氏體中的鐵素體片條大多平行排列，其尺寸及間距較寬，片條間是富碳奧氏體，或其冷卻過程的產物。將35Cr Mo鋼經過950 ℃奧氏體化後，於530 ℃等溫10 min，得到無碳貝 氏體，由貝氏體鐵素體(BF) 片條+殘留奧氏體(γ') 組成。
貝氏體鐵素體(α) 的形狀不規則，並非全部為片條狀，而是有的呈塊狀，有的BF與γ'的界面呈鋸齒狀。鐵素體片條之間為富碳γ相，由於碳含量增高，又含有Cr、Mo合金元素，再加之轉變為α相後，比容增大，γ相受擠壓，因而富碳γ趨於穩定，故不能再發生轉變而殘留下來。
在矽鋼和鋁鋼中，由於Si、Al不溶於滲碳體中，Si、Al原子不擴散離去則難以形成滲碳體。因此，在這類鋼的上貝氏體轉變中，不析出滲碳體，常常在室溫時還保留殘餘奧氏體，形成無碳貝氏體。
在低碳合金鋼中，形成貝氏體鐵素體後，滲碳體尚未析出，貝氏體鐵素體間仍為奧氏體，碳原子不斷向奧氏體中擴散富集。由於相變體積膨脹，貝氏體鐵素體間的富碳奧氏體受脅迫，而趨於穩定，最後保留下來，形成了無碳化物貝氏體。
粒狀貝氏體，當過冷奧氏體在上貝氏體溫度區等溫時，析出貝氏體鐵素體(BF) 後，由於碳原子離開鐵素體擴散到奧氏體中，使奧氏體中不均勻地富碳，且穩定性增加，難以再繼續轉變為貝氏體鐵素體。這些奧氏體區域一般呈粒狀或長條狀，即所謂島狀，分布在貝氏體鐵素體基體上。這種富碳的奧氏體在冷卻過程中，可以部分地轉變為馬氏體，形成所謂(M/A) 島。這種由BF +(M/A) 島構成的整合組織稱為粒狀貝氏體。
羽毛狀上貝氏體，羽毛狀貝氏體中存在滲碳體，屬於有碳化物貝氏體一類是經典的貝氏體組織，近年來有了新的觀察。羽毛狀上貝氏體是由條片狀貝氏體鐵素體和條間分布的滲碳體組成。經典上貝氏體的組織形貌呈現羽毛狀，是BF + θ-M3C的整合組織。將GCr15鋼奧氏體化後，於450 ℃等溫40 s，然後水冷淬火，得到貝氏體+馬氏體的整合組織。
羽毛狀貝氏體隨著轉變溫度的降低和鋼中含碳量的增高，片條狀鐵素體(BF) 變薄，位錯密度增高，滲碳體片變細，或顆粒變小，彌散度增加。
下貝氏體組織形貌
下貝氏體組織中也有無碳貝氏體和有碳貝氏體。在高碳鋼和高合金鉻鉬鋼中易獲得有碳化物貝氏體組織，在含有Si元素較多的鋼中，其下貝氏體為無碳貝氏體。下貝氏體是在貝氏體相變溫度區的下部( 貝氏體C曲線“鼻溫”以下) 形成的。呈條片狀，或竹葉狀，片間互相呈交角相遇。
低溫組織
高碳高矽鋼在較低溫度下，分別進行不同時間下的等溫淬火處理，在不經大塑性變形、機械加工等複雜工藝下獲得了納米級的貝氏體。該鋼在125℃下保溫25d只有極少量的貝氏體產生，溫度達到150℃時，保溫30d也只有10%的貝氏體產生；溫度超過150℃時，轉變速度開始加快；當溫度達到190℃，保溫時間分別為9d時，貝氏體的轉變數達到90%。
低溫貝氏體常規力學性能
熱處理工藝為等溫淬火，等溫溫度分別為200、250、300 ℃，等溫淬火時間為一直到貝氏體轉化停止的時間。三種不同溫度下貝氏體鐵素體的含量、貝氏體鐵素體中碳的含量、組織厚度、位錯密度等不同，通過對比指出，在這種低溫轉變過程中有兩個特點：
①由於奧氏體在較低溫度時強度逐漸增加和轉變過程中自由能的變化使得生成的貝氏體鐵素體板條只有30～65nm厚；②貝氏體鐵素體中有多達0.3%的碳含量。隨溫度的不同，應力強度、抗拉強度、斷裂韌性以及伸長率發生變化。試驗過程中塑性變形均勻的分布在拉伸試樣的標尺上，並沒有頸縮現象的出現。綜合可知，這種貝氏體組織具有非常好的性能，應力強度高於1.2GPa，抗拉強度為1.77～2.2GPa，隨著強度的增加，斷裂韌性和伸長率有所下降。
該組織具有好的力學性能的原因，包括兩點：①貝氏體鐵素體板條的厚度達到納米級，這種細小的組織極大的提升了試樣的強度；②在貝氏體鋼中，碳含量與力學性能有著密切的關係。
由於轉變過程中C原子的移動，在貝氏體鐵素體位錯的位置上C原子堆積，影響了組織的位錯密度，而位錯密度就是該組織性能增強的另外一種機制。並且位錯線、Fe晶格強度和溶質原子對位錯運動的阻礙也會促進組織性能的增強。
低溫貝氏體的發展
由於低溫貝氏體簡單的工藝、優良的綜合力學性能，受到了國內外越來越多科研工作者的關注，並且在Bhadeshia等人的基礎做出了更深入的研究。Amel-Farzad等 人設 計出一種碳含量為1.15%(質量分數)，不含Mn的高碳鋼，並且在200～350 ℃等溫淬火之後得到了 納 米貝氏體組織，硬 度 達 到700HV。然而由於高碳鋼較差的焊接性能，大大的限制其作為結構材料的使用。
後來Zhang等人在一種含鋁和矽的低碳齒輪鋼的表面製備出低溫貝氏體組織，並且也發現Al的加入大幅度縮減了貝氏體轉變時間。還發現含鋁貝氏體鋼比含矽貝氏體鋼擁有較細小的貝氏體鐵素體板條，而且含有大量的殘餘奧氏體薄膜，同時，變形和斷裂過程中易產生二次裂紋，因而阻礙氫的聚集，降低了這類高強度貝氏體鋼的氫脆敏感性。還對這種低溫貝氏體組織進行了摩擦磨損試驗，認為由於超細的組織和富碳的殘餘奧氏體使得低溫貝氏體的耐磨性優於淬火馬氏體，並且在磨損機理上，淬火馬氏體組織表現出了不同。
隨後設計出碳含量為0.5%(質量分數)左右的中碳鋼，通過實驗發現，對其過冷奧氏體300～600℃以0.01 ～1s-1的 應 變 速 率 壓 縮30%後，並在235 ～250 ℃等 溫淬火之後得到了納米級的貝氏體組織，硬度達到650HV。
在此基礎上又設計出碳含量僅為0.3%（質量分數）的30Mn Si Cr Al Ni Mo低碳鋼，通過對其熱處理工藝的研究發現，在溫度區間MS+10℃～MS-20℃以0.5 ℃/min連續冷卻轉變可得到低溫貝氏體，通過對比，在此工藝下得到的低溫貝氏體組織具有最好的綜合力學性能，且比等溫轉變工藝得到的低溫貝氏體組織綜合性能提高14%到49%。
這主要是由於，貝氏體相變是一個動態的過程，貝氏體鐵素體板條中的碳在相變過程中會不斷的向周圍的奧氏體擴散，使得過冷奧氏體C濃度不斷增加，而碳含量的增加使得過冷奧氏體的MS溫度不斷降低，使得在此過程中得到了大量在MS溫度以下轉變而成的低溫貝氏體組織。連續冷卻的貝氏體轉變溫度低於任何等溫淬火的保溫溫度，因此連續冷卻可使得低溫貝氏體的綜合力學性能達到最佳。
低溫貝氏體的研究方向展望
低溫貝氏體屬於新型鋼鐵材料，由於低溫貝氏體組織具有處理工藝簡單、成本低廉、性能優良等特點，吸引了眾多的科研工作者及生產企業。
對於低溫貝氏體組織的相變特點，工藝特點及基本性能研究相對較多。應當加強以下研究工作：
①社會的快速發展對於結構材料提出更高的要求，機械構件在使用過程中會承受更高的工作應力，所以對於結構材料的疲勞性能要求不斷提高。低溫貝氏體具備了優良的常規力學性能，但是如果要達到工程套用的標準，還需要具備優良的疲勞性能，對於這種組織的疲勞性能研究不夠深入，應當同時對其應力及應變控制疲勞進行更為系統的研究。並通過和淬火馬氏體的疲勞性能對比，分析其疲勞斷裂機理。
②由於低溫貝氏體組織中含有較多的殘餘奧氏體，如果服役過程中發生應變誘發馬氏體相變，會導致表面呈現出脆性，影響使用壽命，因此需要對低溫貝氏體組織殘餘奧氏體穩定性進行研究，在應變作用下，通過與淬火馬氏體對比，探究該組織的穩定性情況以及如何提高其殘餘奧氏體穩定性。通過這些方面的研究工作來不斷最佳化合金成分及熱處理工藝，從而實現低溫貝氏體的工程套用。
