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马氏体转变动力学马氏体转变也是形核和长大过程，铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体上可以分为四种类型。
（一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大）是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。
其动力学特点为：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成，而不是已有马氏体的长大，等温停留转变立即停止。
按马氏体相变的热力学，钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大，相变驱动力很大，同时，马氏体长大过程中，其共格界面上存在弹性应力，使界面移动的势垒降低，而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。
所以马氏体长大速度极快，以致于可以认为相变速度仅取决于形核率，而与长大速度无关。
马氏体片一般在10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。
降温形成马氏体的量，主要取决于冷却所达到的温度，即M S以下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行，这一特点意味着，成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称其为非热学性转变。
奥氏体的化学成分虽然对M S有具有很大的影响，但其对马氏体转变动力学的影响，几乎完全是通过M S点起作用，在M S以下的转变过程不随成分发生显著变化。
冷却速度对M S点以下的转变过程有明显的影响。
只要是在马氏体转变之前，无论是缓慢冷却或冷却中断，都会引起马氏体转变发生迟滞，导致马氏体转变温度下降和马氏体转变量的减少。
这种现象称为奥氏体稳定化。
影响M S点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残留奥氏体数量的多少。
例如：化学成分对M S点有显著影响，结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异，如下表所示。
每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化元素 C Mn Cr Ni Mo W Si Co Al50 20 11 10 9 8 6 -3 -4Aˊ量变化(%)可以看出，碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著，般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。
§1—4 马氏体转变钢经奥氏体化后，快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的转变，为马氏体转变。
马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段之一。
因此，马氏体转变理论的研究与热处理实践有着十分密切的关系。
早在战国时期，人们已经知道可以用淬火，即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷的方法提高钢的硬度。
经过淬火的钢制宝剑可以“销铁如泥”。
但是在当时，对于淬火能提高钢的硬度的本质还不清楚。
直到十九世纪未期，人们才知道，钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，因而引起了钢的性能的改变。
为了纪念在这一发展过程中作出杰出贡献的德国冶金学家Adolph Martens（阿道夫，马顿斯），法国著名的冶金学家Osmond（奥斯门德）建议将钢经淬火所得高硬度相称为马氏体，并因此而将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。
马氏体的英文名称为-Martensite，常用M表示。
由于钢在生产上得到了最广泛的应用以及马氏体转变最先在钢的淬火过程中发展，因此，在十九世纪未，二十世纪初对马氏体的研究，主要局限于研究钢中的马氏体转变及转变所得的马氏体。
二十世纪三十年代，人们用X射线结构分析方法测得钢中马氏体是C溶于α-Fe而形成的过饱和固溶体。
马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳。
因此，曾一度认为所谓马氏体即碳在中α-Fe的过饱和间隙固溶体。
对于马氏体转变的研究，初期着重于了解马氏体转变与钢中其它转变的不同点，正是由于观察到了一系列不同于其它转变的特点，曾经有人认为马氏体转变与其它转变不同，是一个由快冷造成的内应力场所引起的切变过程。
四十年代后，在Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中也发现了马氏体转变。
不仅观察到了冷却过程中发生的马氏体转变，还观察到了加热过程中所发生的马氏体转变。
新观察到的马氏体转变的特征和钢中马氏体转变的特征相似，基于这一新的发现，人们不得不把马氏体的定义修正为：凡相变的基本特征属于马氏体型的产物统称为马氏体。
