一度專指鋼中奧氏體在珠光體和馬氏體轉變溫度之間的轉變。這種轉變可發生在等溫或連續冷卻過程中。轉變產物為貝氏體。近來在非鐵合金中也發現有類似鋼中的貝氏體型轉變（見固態相變、過冷奧氏體轉變圖）。
1930年達文波特（E.S.Davenport）和貝茵（E.C.Bain）首次觀察到鋼經中溫等溫轉變後相變產物的金相組織形態，後人為瞭紀念貝茵的功績，將這種組織定名為“貝氏體”(Bainite)。1939年梅爾(R.F.Mehl)又又把在較高溫度和較低溫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。
貝氏體形貌 在經表面拋光的試樣上，貝氏體形成後，可出現表面浮突。（圖1）。按一般合金鋼的等溫轉變圖（圖2），上貝氏體是奧氏體在C曲線中貝氏體區（A+B）上部溫度范圍內的轉變產物，其光學顯微組織呈羽毛狀（圖3a），故稱羽狀貝氏體。典型的上貝氏體電子顯微鏡的金相組織由板條狀貝氏體鐵素體(Ba-Fe)和分佈其間的斷續的滲碳體(Fe3C)組成（圖3b）。如果 Ba-Fe間分佈著條（片或膜）狀奧氏體或馬氏體/奧氏體（M/A）島（圖3c、d），則是轉變不完全的上貝氏體。貝氏體鐵素體(Ba-Fe)是含碳量極低的固溶體，並且具有一數量的位錯。貝氏體轉變時，Ba-Fe在奧氏體的一定結晶（慣析）面上首先形成。
圖1 12Cr2Ni4WA鋼950℃奧氏體化經65分鐘冷卻到300℃，室溫時的表面浮突顯微組織 ×500
圖3 上貝氏體顯微組織
a30CrMnSiA900℃奧氏體化後350℃等溫40秒水淬 ×1000
b15CrMoVA970℃奧氏體化後400℃等溫20秒水淬 ×28000
c30CrMnSiNi2A900℃奧氏體化後390℃等溫30分水淬 ×14000
d18Mn2CrMoBA920℃奧氏體化後500℃等溫400秒水淬 ×1000
下貝氏體是奧氏體在 C曲線（圖2）中貝氏體區（A+B）下部溫度范圍的轉變產物，其光學金相顯微組織呈針狀（圖4a），故又稱針狀貝氏體。電瞭顯微鏡的金相組織表現為在貝氏體鐵素體Bα-Fe片內一定的結晶（慣析）面上分佈著與其長軸呈55°～60°方向排列的碳化物（圖4b），這些碳化物或是Fe3C型，或是ε型。與上貝氏體相比，下貝氏體的 Ba-Fe碳含量過飽和程度較高，位錯密度較大。當下貝氏體轉變時，Ba-Fe也在奧氏體的一定結晶(慣析)面上首先形成。在低碳合金鋼中，奧氏體在略高於馬氏體點(Ms)溫度區的轉變產物為平行的Ba-Fe板條內分佈著約與其長軸呈60°方向排列的碳化物(圖4c)，雖就碳化物形貌而言可屬下貝氏體；但根據貝氏體鐵素體的慣析面，它應歸屬上貝氏體。
圖4 下貝氏體的顯微組織
a35CrMnSiA900℃奧氏體化後320℃等溫20秒水淬 ×400
b30CrMnSiNi2A900℃奧氏體化後320℃等溫60分水淬 ×22000
c15CrMoVA970℃奧氏體化後400℃等溫20秒水淬 ×28000
“粒狀貝氏體”通常認為是在鐵素體基體上分佈著一定數量的小島(圖5)。粒狀貝氏體的小島可能是：碳化物和鐵素體，馬氏體，奧氏體，或馬氏體和奧氏體(M/A)；在低碳合金鋼中的小島大多數為M/A。
圖5 粒狀貝氏體（或組織）的顯微組織
a18Mn2CrMoB920℃奧氏體化後冷至400℃等溫920秒 ×1000
材料和處理同a ×1600
材料和處理同a ×30000
對鋼的力學性能的影響 回火後馬氏體的綜合機械性能相比較，在等(抗拉或屈服)強度的條件下，典型的上貝氏體(圖3b)由於存在粗大的片狀Fe3C的緣故，性能較差；非典型的上貝氏體（圖3c、d），特別是條(片或膜)或島中以奧氏體為主時，其性能並不差。下貝氏體由於 Ba-Fe板條和碳化物較細小，故其性能良好。生產上常采用貝氏體等溫淬火的方法，既獲得良好的性能，又減少瞭淬火變形或破裂。50年代以後又用合金化的方法使鋼空冷為貝氏體組織（貝氏體型鋼），除具有良好的力學性能、減少瞭變形或破裂外，還具有優異的焊接性能。
相變機理 關於貝氏體轉變機理，尚存在爭議。爭論的焦點在於相變是屬切變型還是屬擴散型。持“切變”論點的學者們認為 Ba-Fe是以“切變”方式形成，並與母相奧氏體(A)保持共格關系，與馬氏體轉變相似，由於切變的原因而引起表面浮突。在轉變的過程中鐵原子隻作有秩序協同遷移以改建晶體點陣類型，而無擴散運動。碳原子則在 Ba-Fe和A間通過擴散重新分配。在高溫度區碳原子擴散比較容易，於是在 Ba-Fe板條間形成Fe3C片，奧氏體條（片或膜）或有秩序排列的M/A島（圖3b、c、d），組成上貝氏體。低溫度區由於碳原子擴散困難，往往在Ba-Fe片(或板條)內沉淀為有方向性排列的碳化物，於是組成下貝氏體（圖4 b、c）。貝氏體轉變時伴隨著碳原子的擴散，所以其轉變速率較馬氏體轉變緩慢。持“擴散”論點的則認為表面浮突並不意味著切變，他們用熱離子發射電子顯微鏡方法研究瞭上貝氏體的 Ba-Fe形成過程與先共析鐵素體長大相似，從而提出“臺階”機制（圖6），即 Ba-Fe在一定結晶(慣析)面上形核後，其寬面和奧氏體(A)保持半共格，而且界面上為不動位錯，界面移動較困難；端面鐵原子則為無序分佈，在碳原子擴散離開後可自由端向生長（圖6實箭頭方向），由於位錯的攀移而形成新臺階(圖6中b)，隨後又端向生長，於是 Ba-Fe/A界面發生遷移（圖6空箭頭方向），使貝氏體長大。下貝氏體也應是“臺階”機制生長，這在中國已有實驗結果證明。
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系和慣析面（見馬氏體相變）。
合金元素的影響 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（圖2）。有些合金元素（Cr、W、V等）能減小碳的擴散系數，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（圖2），空冷後易獲得貝氏體，這類合金可稱貝氏體型鋼。
非鐵合金中的貝氏體轉變 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，於一定溫度等溫處理一定時間，便有條狀新相從β基體中沉淀，它的Zn含量高於α/β相間平衡狀態下的α相中的Zn含量。若延長保溫時間，Zn原子從新相中脫溶而擴散進入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。
參考書目
柯俊：金屬物理及檢驗，《中國科學院1954年金屬研究工作報告會會刊》第五分冊，科學出版社，北京，1955。
H.F.Hehemann，K.R.Kisman &H.I.Aaranson，Met.Trans.，3(1972)，p.1077.