1) pre-bainitic transformation
预贝氏体相变
2) bainite transformation
贝氏体相变
1.
Effect of deformation parameters on bainite transformation of Nb-microalloyed low carbon steel;
热变形参数对铌微合金钢贝氏体相变的影响
2.
Research on bainite transformation in GDL-1 steels with different rare earth content;
不同稀土含量的GDL-1钢中贝氏体相变研究
3.
This paper Overviewed recent research of bainite transformation.
本文综述了贝氏体相变的最新研究进展。
3) bainitic transformation
贝氏体相变
1.
Orientation Relationship of Bainitic Transformation in a Cu Zn Al Mn Alloy;
Cu-Zn-Al-Mn合金贝氏体相变的位向关系
2.
Point-of-views on mechanism of bainitic transformation given by different authors, displacists and diffusionists, on basis of morphology, kinetics or crystallography are critically reviewed.
钢、有色合金和一些陶瓷材料中都存在贝氏体相变。
3.
, segregate at grain boundaries or other defects, and even the carbide may precipitate, resulting in the increase of the driving force for nucleation, in turn, marked raise of the nucleation rate and acceleration of incubation for bainitic transformation.
外加应力使贝氏体相变形核率增大,等温孕育期缩短,即使所加应力远低于母相的屈服强度,由于钢中γ→α+γ的形核驱动力较大(约为kJ/mol数量级),贝氏体相变的膨胀应变能很小,过小的外加应力对形核率的影响甚微,考虑在外加应力的影响下,会使界面能量有所下降,也可能发生碳原子的再分布,偏聚在晶界或其它缺陷,甚至碳化物析出都会显著地增大形核率和缩短孕育期,有待进一步实验给予证明,无应力下,贝氏体相变动力学可以用Avrami的等温相变方程来表述;应力下则符合应力下铁素体及珠光体相变的动力学模型(经修改的Avrami方程),形变奥氏体促发贝氏体相变,但随后会发生奥氏体的力学稳定化,其机制可能和马氏体相变时的奥氏体力学稳定化不完全相同,仅形变形成的位错阻碍贝氏体以一定位向长大,使相变动力学迟缓,贝氏体相变时奥氏体力学稳定化的模型有待建立。
4) pre bainitic transformation
贝氏体预转变
1.
The variation of carbon distribution at the grain boundary of austenite during pre bainitic transformation has been investigated by scanning auger microprobe.
运用扫描俄歇微区探针检测贝氏体预转变过程奥氏体晶界附近碳原子的分布，发现碳原子在晶界富集，近晶界区贫碳。
5) prebainitic transformation
预贝氏体转变
6) transformation mechanism of bainite
贝氏体相变机制
补充资料：贝氏体相变
一度专指钢中奥氏体在珠光体和马氏体转变温度之间的转变。这种转变可发生在等温或连续冷却过程中。转变产物为贝氏体。近来在非铁合金中也发现有类似钢中的贝氏体型转变（见固态相变、过冷奥氏体转变图）。
1930 年达文波特（E.S.Davenport）和贝茵（E.C.Bain）首次观察到钢经中温等温转变后相变产物的金相组织形态，后人为了纪念贝茵的功绩，将这种组织定名为"贝氏体"(Bainite)。1939年梅尔(R.F.Mehl)又把在较高温度和较低温度形成的不同形态贝氏体分别称为上贝氏体和下贝氏体。由于对贝氏体相变的本质了解不够，贝氏体尚无统一的定义。
贝氏体形貌 在经表面抛光的试样上，贝氏体形成后，可出现表面浮突。（图1）。按一般合金钢的等温转变图（图 2），上贝氏体是奥氏体在C曲线中贝氏体区（A+B）上部温度范围内的转变产物，其光学显微组织呈羽毛状（图3a），故称羽状贝氏体。典型的上贝氏体电子显微镜的金相组织由板条状贝氏体铁素体(Ba-Fe)和分布其间的断续的渗碳体 (Fe3C)组成（图3b）。如果 Ba-Fe 间分布着条（片或膜）状奥氏体或马氏体/奥氏体（M/A）岛（图3c、d），则是转变不完全的上贝氏体。贝氏体铁素体(Ba-Fe)是含碳量极低的固溶体，并且具有一数量的位错。贝氏体转变时，Ba-Fe在奥氏体的一定结晶（惯析）面上首先形成。
下贝氏体是奥氏体在 C曲线（图2）中贝氏体区 （A+B）下部温度范围的转变产物，其光学金相显微组织呈针状（图4a），故又称针状贝氏体。电了显微镜的金相组织表现为在贝氏体铁素体Bα-Fe片内一定的结晶（惯析）面上分布着与其长轴呈55°～60°方向排列的碳化物（图4b）,这些碳化物或是Fe3C型，或是ε型。与上贝氏体相比，下贝氏体的 Ba-Fe碳含量过饱和程度较高，位错密度较大。当下贝氏体转变时，Ba-Fe也在奥氏体的一定结晶(惯析)面上首先形成。在低碳合金钢中，奥氏体在略高于马氏体点(Ms)温度区的转变产物为平行的Ba-Fe板条内分布着约与其长轴呈 60°方向排列的碳化物(图4c),虽就碳化物形貌而言可属下贝氏体；但根据贝氏体铁素体的惯析面，它应归属上贝氏体。
"粒状贝氏体"通常认为是在铁素体基体上分布着一定数量的小岛(图5)。粒状贝氏体的小岛可能是：碳化物和铁素体，马氏体,奥氏体，或马氏体和奥氏体(M/A)；在低碳合金钢中的小岛大多数为M/A。
对钢的力学性能的影响 回火后马氏体的综合机械性能相比较,在等(抗拉或屈服)强度的条件下,典型的上贝氏体(图3b)由于存在粗大的片状Fe3C的缘故，性能较差；非典型的上贝氏体（图3c、d），特别是条(片或膜)或岛中以奥氏体为主时，其性能并不差。下贝氏体由于 Ba-Fe板条和碳化物较细小，故其性能良好。生产上常采用贝氏体等温淬火的方法，既获得良好的性能，又减少了淬火变形或破裂。50年代以后又用合金化的方法使钢空冷为贝氏体组织（贝氏体型钢），除具有良好的力学性能、减少了变形或破裂外，还具有优异的焊接性能。
相变机理 关于贝氏体转变机理,尚存在争议。争论的焦点在于相变是属切变型还是属扩散型。持"切变"论点的学者们认为 Ba-Fe是以"切变"方式形成，并与母相奥氏体(A)保持共格关系，与马氏体转变相似,由于切变的原因而引起表面浮突。在转变的过程中铁原子只作有秩序协同迁移以改建晶体点阵类型，而无扩散运动。碳原子则在 Ba-Fe和A间通过扩散重新分配。在高温度区碳原子扩散比较容易，于是在 Ba-Fe板条间形成Fe3C片，奥氏体条（片或膜）或有秩序排列的M/A岛（图3b、c、d），组成上贝氏体。低温度区由于碳原子扩散困难，往往在Ba-Fe 片 (或板条)内沉淀为有方向性排列的碳化物，于是组成下贝氏体（图4 b、c）。贝氏体转变时伴随着碳原子的扩散，所以其转变速率较马氏体转变缓慢。持"扩散"论点的则认为表面浮突并不意味着切变，他们用热离子发射电子显微镜方法研究了上贝氏体的 Ba-Fe形成过程与先共析铁素体长大相似，从而提出"台阶"机制（图6）,即 Ba-Fe在一定结晶(惯析)面上形核后,其宽面和奥氏体(A)保持半共格,而且界面上为不动位错，界面移动较困难；端面铁原子则为无序分布，在碳原子扩散离开后可自由端向生长（图6实箭头方向），由于位错的攀移而形成新台阶(图6中b)，随后又端向生长，于是 Ba-Fe/A界面发生迁移（图6空箭头方向）,使贝氏体长大。下贝氏体也应是"台阶"机制生长，这在中国已有实验结果证明。
钢中贝氏体转变具有以下公认的特性：①有表面浮突效应；②碳原子进行扩散；③较马氏体转变速度缓慢；④新、旧相间有一定的对应的晶体学关系和惯析面（见马氏体相变）。
合金元素的影响 合金钢中某些合金元素能使过冷奥氏体转变图(C曲线)中的珠光体(或珠光体+铁素体)区和贝氏体区分为各自独立的C曲线（图2）。有些合金元素（Cr、W、V等）能减小碳的扩散系数,另一些合金元素（C、Ni、Mn等）降低临界点和减少相变自由能，致使贝氏体转变速度减慢,孕育期增长。又有一些合金元素(Mn和微量B)能明显抑止先共析铁素体(F)的析出，合金元素Mo、W则能显著推迟珠光体 (P)转变，但对贝氏体转变影响较小。利用Mn或Mo-B合金化,可使低碳钢的(F+P)区孕育期延长，而贝氏体的孕育期无明显改变，贝氏体鼻部相应地突出出来（图2），空冷后易获得贝氏体，这类合金可称贝氏体型钢。
非铁合金中的贝氏体转变 在非铁合金的相变中也有类似钢中的贝氏体转变，如黄铜（约40％Zn）在固溶化后，于一定温度等温处理一定时间，便有条状新相从β基体中沉淀，它的Zn含量高于α/β相间平衡状态下的α相中的Zn含量。若延长保温时间,Zn原子从新相中脱溶而扩散进入β基体中。新相在β相一定结晶(惯析)面上形核，生长速度缓慢，且呈表面浮突效应，具有钢中贝氏体型转变的特性。
参考书目
柯俊：金属物理及检验，《中国科学院1954年金属研究工作报告会会刊》第五分册，科学出版社,北京,1955。
H.F.Hehemann, K.R.Kisman & H.I.Aaranson, Met. Trans.,3(1972),p.1077.
1930 年达文波特（E.S.Davenport）和贝茵（E.C.Bain）首次观察到钢经中温等温转变后相变产物的金相组织形态，后人为了纪念贝茵的功绩，将这种组织定名为"贝氏体"(Bainite)。1939年梅尔(R.F.Mehl)又把在较高温度和较低温度形成的不同形态贝氏体分别称为上贝氏体和下贝氏体。由于对贝氏体相变的本质了解不够，贝氏体尚无统一的定义。
贝氏体形貌 在经表面抛光的试样上，贝氏体形成后，可出现表面浮突。（图1）。按一般合金钢的等温转变图（图 2），上贝氏体是奥氏体在C曲线中贝氏体区（A+B）上部温度范围内的转变产物，其光学显微组织呈羽毛状（图3a），故称羽状贝氏体。典型的上贝氏体电子显微镜的金相组织由板条状贝氏体铁素体(Ba-Fe)和分布其间的断续的渗碳体 (Fe3C)组成（图3b）。如果 Ba-Fe 间分布着条（片或膜）状奥氏体或马氏体/奥氏体（M/A）岛（图3c、d），则是转变不完全的上贝氏体。贝氏体铁素体(Ba-Fe)是含碳量极低的固溶体，并且具有一数量的位错。贝氏体转变时，Ba-Fe在奥氏体的一定结晶（惯析）面上首先形成。
下贝氏体是奥氏体在 C曲线（图2）中贝氏体区 （A+B）下部温度范围的转变产物，其光学金相显微组织呈针状（图4a），故又称针状贝氏体。电了显微镜的金相组织表现为在贝氏体铁素体Bα-Fe片内一定的结晶（惯析）面上分布着与其长轴呈55°～60°方向排列的碳化物（图4b）,这些碳化物或是Fe3C型，或是ε型。与上贝氏体相比，下贝氏体的 Ba-Fe碳含量过饱和程度较高，位错密度较大。当下贝氏体转变时，Ba-Fe也在奥氏体的一定结晶(惯析)面上首先形成。在低碳合金钢中，奥氏体在略高于马氏体点(Ms)温度区的转变产物为平行的Ba-Fe板条内分布着约与其长轴呈 60°方向排列的碳化物(图4c),虽就碳化物形貌而言可属下贝氏体；但根据贝氏体铁素体的惯析面，它应归属上贝氏体。
"粒状贝氏体"通常认为是在铁素体基体上分布着一定数量的小岛(图5)。粒状贝氏体的小岛可能是：碳化物和铁素体，马氏体,奥氏体，或马氏体和奥氏体(M/A)；在低碳合金钢中的小岛大多数为M/A。
对钢的力学性能的影响 回火后马氏体的综合机械性能相比较,在等(抗拉或屈服)强度的条件下,典型的上贝氏体(图3b)由于存在粗大的片状Fe3C的缘故，性能较差；非典型的上贝氏体（图3c、d），特别是条(片或膜)或岛中以奥氏体为主时，其性能并不差。下贝氏体由于 Ba-Fe板条和碳化物较细小，故其性能良好。生产上常采用贝氏体等温淬火的方法，既获得良好的性能，又减少了淬火变形或破裂。50年代以后又用合金化的方法使钢空冷为贝氏体组织（贝氏体型钢），除具有良好的力学性能、减少了变形或破裂外，还具有优异的焊接性能。
相变机理 关于贝氏体转变机理,尚存在争议。争论的焦点在于相变是属切变型还是属扩散型。持"切变"论点的学者们认为 Ba-Fe是以"切变"方式形成，并与母相奥氏体(A)保持共格关系，与马氏体转变相似,由于切变的原因而引起表面浮突。在转变的过程中铁原子只作有秩序协同迁移以改建晶体点阵类型，而无扩散运动。碳原子则在 Ba-Fe和A间通过扩散重新分配。在高温度区碳原子扩散比较容易，于是在 Ba-Fe板条间形成Fe3C片，奥氏体条（片或膜）或有秩序排列的M/A岛（图3b、c、d），组成上贝氏体。低温度区由于碳原子扩散困难，往往在Ba-Fe 片 (或板条)内沉淀为有方向性排列的碳化物，于是组成下贝氏体（图4 b、c）。贝氏体转变时伴随着碳原子的扩散，所以其转变速率较马氏体转变缓慢。持"扩散"论点的则认为表面浮突并不意味着切变，他们用热离子发射电子显微镜方法研究了上贝氏体的 Ba-Fe形成过程与先共析铁素体长大相似，从而提出"台阶"机制（图6）,即 Ba-Fe在一定结晶(惯析)面上形核后,其宽面和奥氏体(A)保持半共格,而且界面上为不动位错，界面移动较困难；端面铁原子则为无序分布，在碳原子扩散离开后可自由端向生长（图6实箭头方向），由于位错的攀移而形成新台阶(图6中b)，随后又端向生长，于是 Ba-Fe/A界面发生迁移（图6空箭头方向）,使贝氏体长大。下贝氏体也应是"台阶"机制生长，这在中国已有实验结果证明。
钢中贝氏体转变具有以下公认的特性：①有表面浮突效应；②碳原子进行扩散；③较马氏体转变速度缓慢；④新、旧相间有一定的对应的晶体学关系和惯析面（见马氏体相变）。
合金元素的影响 合金钢中某些合金元素能使过冷奥氏体转变图(C曲线)中的珠光体(或珠光体+铁素体)区和贝氏体区分为各自独立的C曲线（图2）。有些合金元素（Cr、W、V等）能减小碳的扩散系数,另一些合金元素（C、Ni、Mn等）降低临界点和减少相变自由能，致使贝氏体转变速度减慢,孕育期增长。又有一些合金元素(Mn和微量B)能明显抑止先共析铁素体(F)的析出，合金元素Mo、W则能显著推迟珠光体 (P)转变，但对贝氏体转变影响较小。利用Mn或Mo-B合金化,可使低碳钢的(F+P)区孕育期延长，而贝氏体的孕育期无明显改变，贝氏体鼻部相应地突出出来（图2），空冷后易获得贝氏体，这类合金可称贝氏体型钢。
非铁合金中的贝氏体转变 在非铁合金的相变中也有类似钢中的贝氏体转变，如黄铜（约40％Zn）在固溶化后，于一定温度等温处理一定时间，便有条状新相从β基体中沉淀，它的Zn含量高于α/β相间平衡状态下的α相中的Zn含量。若延长保温时间,Zn原子从新相中脱溶而扩散进入β基体中。新相在β相一定结晶(惯析)面上形核，生长速度缓慢，且呈表面浮突效应，具有钢中贝氏体型转变的特性。
参考书目
柯俊：金属物理及检验，《中国科学院1954年金属研究工作报告会会刊》第五分册，科学出版社,北京,1955。
H.F.Hehemann, K.R.Kisman & H.I.Aaranson, Met. Trans.,3(1972),p.1077.
说明：补充资料仅用于学习参考，请勿用于其它任何用途。
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