铁合金中马氏体转变动力学的形式多样，大体上可分为四种类型：①变温（或降温）转变；②等温转变；③爆发式转变；④表面转变。

掌握马氏体转变的动力学特点，对于制定钢的热处理工艺有着重要的指导意义。着重介绍马氏体的变温转变和等温转变。

大多数钢种（碳钢和低合金钢）的马氏体转变是在连续冷却（变温或降温）过程中进行的，亦即在 点以下，随温度的下降马氏体形成量不断增加；若停止降温，转变即告中止，而继续降温，则转变复又进行，直至冷到 点为止。可见，在这种情况下，马氏体的转变数决定于冷却到达的温度 ，即决定于 点以下的过冷度( )，而与等温停留时间无关。这意味着马氏体的形核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，故也把变温转变称为非热学性转变。由于马氏体形成时相变驱动力较大，加之相变的共格性和原子的近程迁移等特点而决定了其长大激活能较小，故其长大速率极快。据测定，低碳型和高碳型马氏体的长大速率分别为 mm/s和 mm/s数量级，所以每个马氏体片形核后，一般在 时间内即长大到极限尺寸。可见，在连续降温过程中马氏体转变数的增加是靠一批批新的马氏体片的不断形成，而不是靠已有马氏体片的继续长大。

综上所述，可以把马氏体变温转变的动力学特点归结为变温形成、瞬间形核（无孕育期）和高速长大（长到极限尺寸）。

马氏体的等温转变最早是在Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金和1.1C-5.2Mn钢中发现的。这类合金的 点均在0℃以下，其马氏体转变完全是在等温过程中形成的。典型的等温转变动力学曲线如下图所示。由图可见：①在点以下某一温度停留，过冷奥氏体须经过一定的孕育期后才开始形成马氏体；②随等温时间增长，马氏体转变数不断增多，即转变数是时间的函式；③随转变温度的降低，开始时转变速率增大，且孕育期减少，但到达某一转变温度后转变速率反而减慢，且孕育期增长。

Fe-Ni-Mn合金马氏体等温转变动力学如下图所示。可见，它与珠光体转变为相似，呈“C”形。由于马氏体等温形成时，形核需要有一定的孕育期，这表明必须通过热激活过程才能形核，故也称其为热学性转变。这点也与珠光体转变很相似，但不同的是在任一温度下等温，马氏体的转变都是有限的，即转变不能进行到底。这显然可以用马氏体转变的热力学特点来解释：在等温转变形成相当数量的马氏体后，可能造成系统自由能差 ，从而使转变停止。

在某些高碳钢和高碳合金钢（如滚珠轴承钢GCr15和高速钢W18Cr4V）甚至中碳合金钢（如40CrMnSiMoVA）中，也发现有马氏体的等温转变，只不过它们还同时兼有马氏体的变温转变发生，而并非完全的等温转变。通常是先发生变温转变，再发生等温转变（但也有相反的情况）。

目前对于马氏体的变温转变与等温转变间的内在联繫还不完全清楚。有人认为，变温转变可视为由在各个转变温度下的快速的等温转变所组成，但对造成上述表现形式不一的本质原因却未加说明。

应当指出，虽然在工业用钢中等温马氏体量一般都不多（少于20%），而且具有完全等温转变的合金也为数有限。不过，研究等温马氏体的形核和长大过程，对于揭示马氏体转变的本质和规律仍是很有意义的。

共析成分的奥氏体过冷到珠光体转变区内等温停留时，将发生共析转变，形成珠光体。珠光体转变可以写成如下的共析反应式：

可以看出，珠光体转变是由一个单相固溶体分解为成分相差悬殊、晶格截然不同的两相混合组织，因此，转变时必须进行碳的重新分布和铁的晶格重构。这两个过程是依靠碳原子和铁原子的扩散来完成的，所以，珠光体转变是典型的扩散型转变。

过冷奥氏体向片状珠光体的转变是形核与长大的过程。图7—20示出片状珠光体的等温形成过程。珠光体晶核首先在奥氏体晶界处形成，然后向晶粒内部长大。同时，又不断有新的晶核形成和长大。每个晶核发展成一个珠光体区域，其片层大致平行。直到各个珠光体区域都彼此相遇，奥氏体消失，转变即完成。

珠光体形核需要一定的能量起伏、结构起伏和浓度起伏。在奥氏体晶界处，同时出现这三种起伏的几率比晶粒内部大得多，所以珠光体晶核总是优先在奥氏体晶界上形成。如果奥氏体中有未溶碳化物颗粒存在，这些碳化物颗粒便可作为现成晶核而长大起来。

在粒状珠光体中，渗碳体呈颗粒状分散在铁素体基体中，如图7—23所示。每个渗碳体颗粒都是独立形核、长大而成的，彼此不相连线。所以，粒状珠光体的形成机理完全不同于片状珠光体。片状珠光体只能由过冷奥氏体直接分解而成，不可能由任何其他组织转变得到。而粒状珠光体则不然，它可以由过冷奥氏体直接分解而成，也可以由片状珠光体球化而成，还可以由淬火组织回火而形成。形成粒状珠光体的原始组织不同，其形成机理也不同。

要由过冷奥氏体直接形成粒状珠光体，必须使 在奥氏体晶粒内部均匀弥散地形成大量晶核，同时转变温度要足够高。这只有利用非均匀形核才能实现。因此，必须控制加热时的奥氏体化程度，让它只进行到奥氏体化的第二阶段，使奥氏体中残存大量未溶的 颗粒，这些 颗粒在溶入过程中已趋于球化；同时，使奥氏体的碳浓度不均匀，存在许多高碳区和低碳区。这样过冷到点以下，在较小的过冷度下，就能在奥氏体晶粒内部均匀弥散地形成大量晶核，每个晶体独自长大，周围形成铁素体，这样就直接形成粒状珠光体。如果加热时得到了单相均匀的奥氏体，便破坏了非均匀形核的条件，只能优先在晶界形核，向晶粒内部分枝长大，必然形成片状珠光体，而不能分解成粒状珠光体。所以，粒状珠光体的形成，关键在于奥氏体化的状态，必须使奥氏体的碳浓度不均匀，而且保留大量未溶的颗粒。

贝氏体转变兼有珠光体转变与马氏体转变的某些特徵。

对应珠光体转变的 点及马氏体转变的 点，贝氏体转变也有一个上限温度 点。奥氏体必须过冷到 点以下才能发生贝氏体转变。合金钢的 点比较容易测定，碳钢的 点由于有珠光体转变的干扰很难测定。贝氏体转变也有一个下限温度 ， 与 无关，也就是说， 可以高于 ，也可以低于 。

与珠光体一样，贝氏体也是由α相与碳化物组成的两相机械混合物，但与珠光体不同，贝氏体不是层片状组织，α相形态也不同于珠光体中的铁素体而类似于马氏体，且组织形态与转变温度密切相关，其中包括α相的形态、大小以及碳化物的类型及分布等。

贝氏体转变也是一个形核及长大的过程，既可以等温形成，也可以连续冷却形成。贝氏体等温转变需要孕育期，等温转变图也具有“C”字形。应当指出，精确测得的贝氏体转变的C曲线，明显地是由两条C曲线合併而成的，这表明贝氏体转变很可能包含着两种不同的转变机制。

贝氏体等温转变一般不能进行彻底，在贝氏体开始转变后，经过一定时间形成一定数量的贝氏体后．转变会停下来。换言之，奥氏体不能全部转变为贝氏体，这种现象被称为贝氏体转变的不完全性。通常随着温度的升高，贝氏体转变的不完全程度增大。未转变的奥氏体在随后的等温过程中有可能发生珠光体转变，称之为二次珠光体转变。

由于贝氏体转变是在中温区进行的，在这个温度範围内尚可发生碳原子的扩散。因此，贝氏体转变中存在着碳原子的扩散，而铁及合金元素则不发生扩散。碳原子可以在奥氏体中扩散，也可以在铁素体中扩散。由此可见，贝氏体转变的扩散性是指碳原子的扩散。

在贝氏体转变中，当铁素体形成时，也会在抛光的试样表面产生“表面浮凸”。这说明铁素体的形成与母相奥氏体的巨观切变有关，母相奥氏体与新相铁素体之间维持切变共格关係，贝氏体中的铁索体与母相奥氏体之间存在着一定的惯习面和位向关係。

贝氏体中铁素体的含碳量一般均为过饱和，且过饱和程度随贝氏体形成温度的降低而增加，但低于马氏体的过饱和程度。

由上述主要特徵可以看出，贝氏体转变与珠光体转变、马氏体转变既有区别又有联繫，表现出从扩散型转变到无扩散型转变的过渡性、交叉性，同时又具有自己的特殊性。