Martensit

Martensit ist ein hartes, ferromagnetisches und metastabiles Gefüge in Metallen, das diffusionslos und athermisch durch eine kooperative Scherbewegung aus dem Ausgangsgefüge entsteht. Dabei muss das Material von der Temperatur einer Hochtemperaturphase (bei Stahl: γ-Phase, Austenit) unter die Gleichgewichtstemperatur zu einer Niedertemperaturphase (bei Stahl: α-Phase, Ferrit) abgekühlt (meist abgeschreckt) werden. Die Unterkühlung unter die Gleichgewichtstemperatur muss tief genug sein, um die notwendige Triebkraft für die athermische Phasenumwandlung zu erzeugen (siehe Abbildung 3), muss aber auch schnell genug erfolgen, um Diffusionsvorgänge zu verhindern (siehe: Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild). Die notwendige Unterkühlung und Abkühlgeschwindigkeit sind stark vom betrachteten Material (bei Stahl: von den Legierungselementen) abhängig und variieren über einen weiten Bereich, so dass manchmal ein rasches Abschrecken in Wasser oder gar Tiefkühlen in flüssigem Stickstoff notwendig ist, manchmal genügt auch ein langsames Abkühlen an Luft oder im Warmbad. Flüssiger Stickstoff kann allerdings nur für eine Unterkühlung verwendet werden; ein Abschrecken ist wegen des Leidenfrost-Effekts mit flüssigem Stickstoff nicht möglich.

Wird die Hochtemperaturphase bei Raumtemperatur metastabil konserviert, kann sie spannungs- oder dehnungsinduziert in Martensit umwandeln (siehe: Restaustenitumwandlung bei Stählen). Reversible martensitische Umwandlungen als Grundphänomen des Form-Gedächtnis-Effektes gehören ebenfalls in diese Kategorie.^[1]

Martensitische Umwandlungen kommen bei unlegierten und legierten Stählen als auch bei vielen Nichteisen-Metallen, Keramiken und Polymeren vor und sind kein rein auf Metalle beschränktes Phänomen.^[2] Für Stähle ist die martensitische Umwandlung eine häufig genutzte Möglichkeit der Eigenschaftsbeeinflussung (siehe: Härten (Stahl) und Anlassen).

Das Gefüge ist nach dem deutschen Metallurgen Adolf Martens (1850-1914) benannt.

Martensit im Eisen-Kohlenstoff-System

Abbildung 1: Entstehung linsenförmiger Platten im Austenitkorn

Abbildung 2: Abhängigkeit der Umwandlung vom Kohlenstoffgehalt

Stahl mit 0,35% C, abgeschreckt von 870°C

Im Stahl entsteht Martensit durch einen diffusionslosen Umklappvorgang aus dem kubisch-flächenzentrierten Gitter des Austenits in ein tetragonal raumzentriertes Gitter, während der raschen Abkühlung auf eine Temperatur unterhalb der Martensitstarttemperatur M_S (martensite start). Die Umwandlung hört auf, wenn die Abkühlung gestoppt wird. Ist die Martensitfinishtemperatur M_F (martensite finish) erreicht, dann vergrößert sich mit weiterer Abkühlung der Volumenanteil des Martensits nicht weiter.

Dieser Umklappvorgang bzw. diese kooperative Scherbewegung bedeutet, dass das Martensitgitter nur durch geordnete Winkel- und Lageänderungen aus dem Ausgangsgitter entsteht. Die einzelnen Atome bewegen sich dabei nur um Bruchteile des Atomabstands. Die Mittelrippe jeder entstandenen Martensitplatte, die so genannte invariante Habitusebene, nimmt am Umklappen nicht teil (siehe Abbildung 8).

Je nach Anteil des eingelagerten Kohlenstoffs wird immer ein Teil des Austenits nicht umgewandelt. Dieser Restaustenit ist durch die hohen Verzerrungsspannungen zu erklären, welche die zuletzt entstandenen Martensitplatten auf die davor entstandenen Martensitplatten ausüben und sie dadurch am weiteren Wachstum hindern. Die Martensitplatten weisen einen linsen- oder nadelförmigen Querschnitt auf und durchziehen sich beim Anfang der Martensitbildung von einer Seite des Korns zur anderen, siehe Abbildung 1. Weitere Platten wachsen dann unter verschiedenen Winkeln, aber meist senkrecht zu den schon im Korn vorhandenen.

Der im Austenit gelöste Kohlenstoff bleibt durch die rasche Abkühlung beim Abschrecken auch im Mischkristall zwangsgelöst. Dadurch wird das umgeklappte kfz-Gitter tetragonal verzerrt, wobei ein sehr hartes Gefüge entsteht. Die Abkühlgeschwindigkeit, bei der erste Anteile von Martensit (neben Ferrit, Perlit, Bainit) entstehen, heißt untere kritische Abkühlgeschwindigkeit. Entsteht bei der Abkühlung erstmalig nur Martensit, ist die obere kritische Abkühlgeschwindigkeit erreicht.

In Stählen wird Martensit verwendet, um einen erheblichen Härteanstieg zu erzielen. Je höher der Kohlenstoffgehalt des Martensits ist, desto höher ist die Härte (ab ca. 0,6% C; dann jedoch stark abfallende Härte, falls keine Tiefkühlung - z.B. in flüssigem Stickstoff - zur Umwandlung der ansteigenden Restaustenitmenge erfolgt). Eigentliche Ursache für die ansteigende Restaustenitmenge und die damit verbundenen Härteverluste sind die mit steigendem Kohlenstoffgehalt abfallenden Martensitstart- und Martensitfinishtemperaturen bis weit unter Raumtemperatur, siehe Abbildung 2. Die Wärmebehandlung zum Herstellen von Martensit heißt Härten (Austenitisieren und Abschrecken mit Martensitbildung). Das Härten wird mit dem Anlassen kombiniert (1. Anlassstufe bis 200°C zur Entfernung der Glashärte^[3]). Die Härtbarkeit eines Stahles kann durch den idealkritischen Durchmesser angegeben werden.^[4]

Die Martensitstarttemperatur

Abbildung 3 : Einfluss der Temperatur auf die freie Enthalpie G von Austenit A, Ferrit α und Eisenkarbid Fe₃C sowie Martensit M (schematisch)^[5]

Die Temperatur, bei der die martensitische Umwandlung einsetzt, liegt unterhalb der Gleichgewichtstemperatur T₀, bei der Austenit und Martensit gleicher Zusammensetzung identische freie Enthalpien G besitzen. Dieser Sachverhalt ist unter Annahme eines linearen G-T-Zusammenhanges schematisch in Abbildung 3 dargestellt.

Die Unterkühlung unter T₀ liefert die freie Enthalpie ΔG_(T0-MS) für die auftretenden Gitterscherungen, für die neu entstehenden Grenzflächen und die erzeugten Gitterstörungen. Die Austenit - Martensit Umwandlung stoppt bei Erreichen der Martensitfinishtemperatur M_f. T₀ und damit auch M_S sowie M_f hängen stark von den Legierungselementen ab.^[6]

Abbildung 4 : Einfluss der Abschreckgeschwindigkeit v_a auf M_S bei unlegierten Stählen^[7]

Da der energetisch günstigere Zementit (Fe₃C) wegen der fehlenden Diffusion nicht entstehen kann, beginnt die Bildung des energiereicheren Martensits, sobald M_S unterschritten wird. Bei weiterer Abkühlung entsteht eine zur Unterkühlung proportionale Martensitmenge, die bei M_f 100% erreicht. Anschaulich gesehen wird der nicht umgewandelte Austenit durch die Martensitbildung immer stärker verformt, so dass eine immer höhere Triebkraft und damit Unterkühlung notwendig ist, um die Umwandlung fortzusetzen. Dann wird auch erklärbar, dass sofern M_f unter Raumtemperatur liegt, eine entsprechende Restaustenitmenge verbleibt, die nur durch Tiefkühlung weiter umgewandelt werden kann. Ab etwa 1,5% C lässt sich der Restaustenit auch durch Tiefkühlen in flüssigem Stickstoff nicht mehr umwandeln. Dahingegen ist eine diffusionsgesteuerte Umwandlung durch Anlassen immer möglich.

Die folgende Tabelle ^[8] gibt einen Überblick über angewandte Verfahren zur Berechnung von M_S. Die meisten Ansätze gehen von einem linear-additiven Einfluss der Legierungselemente auf die Martensitstarttemperatur aus. Tatsächlich liegt ein gekoppelter Einfluss der Legierungselemente vor, wie Ansatz 8 in der Tabelle für Kohlenstoff berücksichtigt.

linear: MS=MS,0-Σfleg(Ma-%)leg [°C]
Nr Zitat Jahr MS,0 fleg C Si Mn Cr Mo Ni W 1 [9] 1944 499 fleg = 317 11 33 28 11 17 11 2 [10] 1946 499 fleg = 333 11 33 28 11 17 11 3 [11] 1946 538 fleg = 361 - 39 39 28 19 - 4 [12] 1946 499 fleg = 300 11 33 22 11 17 - 5 [13] 1956 561 fleg = 474 - 33 17 21 17 - 6 [14] 1965 539 fleg = 423 - 30,4 12,1 7,5 17,7 - 7 [4] 1971 550 fleg = 350 5 40 20 10 17 8
nichtlinear: MS=MS,0-{Σfleg,1(Ma-%)leg+Σfleg,2(Ma-%)leg,2(Ma-%)C} [°C]
Nr Zitat Jahr MS,0 fleg,1/2 C Si Mn Cr Mo Ni W 8 [11] 1965 512 fleg,1 = 453 - - -15 9,5 16,9 - fleg,2 = -217 - 71,5 67,6 - - -

Restaustenitgehalt

Abbildung 5 : Bain'sches Modell der martensitischen Umwandlung

Abbildung 2 zeigt die Abhängigkeit von M_S und M_f vom Kohlenstoffgehalt unlegierter Stähle. Unterschreitet M_f die Abschrecktemperatur T_u ( z.B. Raumtemperatur ), so verbleibt im Umwandlungsgefüge Restaustenit, der sich mit der empirischen Beziehung

RA = exp[ − B(M_S − T_U)]^[15]

Abbildung 6 : Einfluss des Kohlenstoffgehaltes auf die Gitterparameter von Martensit bei reinen Eisen - Kohlenstofflegierungen

beschreiben lässt. B ist eine temperaturabhängige Konstante: B(20°C) = 1,1 · 10^–2 (°C)^–1 und B (-196°C) = 7,5 · 10^–3 (°C)^–1. In Wirklichkeit ist M_S, wie Abbildung 4 zeigt, auch von der Abkühlgeschwindigkeit abhängig.

Mikrostruktur

Abbildung 7 : Einfluss des Kohlenstoffgehaltes C auf die relative Volumenvergrößerung bei der Umwandlung von Austenit in Martensit^[16]

Die martensitische Umwandlung der kubisch flächenzentrierten (kfz) Hochtemperaturphase Austenit ( γ-Mischkristall ) in die tetragonal raumzentrierte metastabile Martensitphase erfolgt über koordinierte Gitterscherung, wobei die Atome sich im Vergleich mit dem Atomabstand nur über geringe Strecken bewegen und ihre Nachbarschaftsverhältnisse beibehalten. Dieser Vorgang lässt sich formal nach ^[17] anhand von Abbildung 5 erklären. In benachbarten Elementarzellen des Austenitgitters, mit der Gitterkonstanten c_A existieren virtuelle Martensitzellen mit den Abmessungen c_M'=c_A und a_M'=c_A√2/2. Um die korrekten Gitterkonstanten des Martensits c_M und a_M zu erhalten, muss c_M' um etwa 20% verkleinert und a_M' um etwa 12% vergrößert werden.

Abbildung 8 : Schematische Darstellung der Oberflächenreliefbildung beim Wachstum eines Martensitkristalls^[18]

Bei der Martensitbildung gehen die Oktaederlücken des Austenits in Oktaederlücken des Martensits über, so dass keine Diffusion der in diesen Lücken aufgenommenen Kohlenstoffatome notwendig ist. Die Besetzung der sogenannten Z-Lagen des Martensitgitters führt zu tetragonaler Verzerrung. Das Verhältnis a_M/c_M zeigt nach ^[19] die in Abbildung 6 dargestellte ausgeprägte Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt. Nach ^[20] gilt quantitativ

α_M = (2,861 − 0,013Masse − %C)10 ^{− 8}[cm]

und

c_M = (2,861 + 0,116Masse − %C)10 ^{− 8}[cm]

Die Tetragonalität des Martensits wird durch Legierungsatome in charakteristischer Weise beeinflusst.^[21]

Abbildung 5 legt nahe, dass bei der martensitischen Umwandlung die Orientierungsbeziehung

{111}_A → {110}_M

<110>_A → <111>_M

besteht. Diese „Kurdjumov-Sachs-Beziehung“ ^[19] wird bei Kohlenstoffgehalten über 0,5 Masse% experimentell bestätigt. Da die durch die Umwandlung an den Austenit-Martensit-Grenzflächen entstehenden Spannungen durch Anpassungsverformungen abgebaut werden, lässt sich die Orientierung der Habitusebene nicht anschaulich aus Abbildung 5 entnehmen. Nach Christian^[22] werden je nach Kohlenstoffgehalt die Habitusebenen {111}_A, {225}_A und {259}_A beobachtet.

Da der kfz-γ-Mischkristall atomar dichter gepackt ist als der krz-α-Mischkristall bzw. der trz-Martensit, erfolgt die γ→α-Umwandlung mit einer Volumenzunahme, die die in Abbildung 7 dargestellte Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt aufweist. Diese Volumenzunahme resultiert aus einer Längenänderung senkrecht zur Habitusebene und einer zu ihr parallelen Scherung. Der makroskopische Scherwinkel kann, wie in Abbildung 8 erläutert, anhand von Oberflächenreliefs, die an polierten Oberflächen entstehen, bestimmt werden. Er beträgt etwa 10°.

Die erwähnten Anpassungsverformungen bestimmen die sich ausbildende Martensitmorphologie. Die Tabelle fasst die bei unterschiedlichen Kohlenstoffgehalten beobachteten Habitusebenen, Orientierungsbeziehungen und Feinstrukturen für unlegierte Stähle zusammen.^[23] Der bei kleinen Kohlenstoffgehalten entstehende Massivmartensit besteht aus Paketen paralleler Latten innerhalb ehemaliger Austenitkörner. Bei größeren Kohlenstoffgehalten bilden sich zunehmend neben den Latten plattenförmige Bereiche aus, die Restaustenitgebiete einschließen.

C-Gehalt [Masse-%]	Habitusebene	Orientierungsbeziehung	Typ	Feinstruktur
<0,5	{111}A bzw. {123}M	Kurdjumov-Sachs	Massivmartensit	Pakete paralleler Latten in <111>M Richtung. Hohe Versetzungsdichte (1011 bis 1012 cm-2)
0,5 bis 1,1	{225}A bzw. {112}M	Kurdjumov-Sachs	Mischmartensit	Nebeneinander: Latten (mit hoher Versetzungs-dichte) und Platten (stark verzwillingt)
1,1 bis 1,9	{225}A bzw. {112}M und {259}A bzw. {111}M	Nishiyama-Wassermann	Plattenmartensit	Willkürlich angeordnete linsenförmige Martensitplatten und Restaustenit, Platten verzwillingt, Zwillingsebenen {112}

Wenn die Martensitbildung über klassische homogene oder heterogene Keimbildung erfolgen würde, dann wäre dazu nach Pitsch^[24] ein so großer Energiebetrag erforderlich, wie er bei den tiefen M_S-Temperaturen aus den vorhandenen thermischen Atombewegungen nicht gewonnen werden kann. Eine thermisch aktivierte Keimbildung des Martensits ist also nicht möglich. Man nimmt daher an, dass im Austenit schon sog. präformierte Keime vorliegen.^[25] Diese können mit einer kleineren als der kritischen Größe durch thermische Fluktuation schrittweise wachsen. Nach Erreichen der kritische Größe erfolgt ungebremstes Wachstum mit Geschwindigkeiten bis zu 5000 m/s.^[26]

Ein weiterer Umwandlungsmechanismus, bei dem sich die Kohlenstoffgehalte von Austenit und Ferrit nicht ändern, ist die massive Umwandlung. Sie tritt bei sehr kleinen Kohlenstoffgehalten auf und beruht auf der raschen Bewegung inkohärenter Grenzflächen. Nach heterogener Keimbildung verläuft das Wachstum diffusionsgesteuert, wobei auch Austenitkorngrenzen überschritten werden können. Dabei sind für die Gitteratome Diffusionswege von ein bis zwei Atomabständen erforderlich. Die Bildungstemperaturen des massiven Ferrits liegen über denen des Martensits. Eine Erhöhung der Abkühlgeschwindigkeit führt zu einer Unterdrückung der massiven Umwandlung zugunsten der Martensitbildung. Abhängig von der Bildungstemperatur kann man eine schnelle und eine langsame massive Umwandlung unterscheiden.^[27] Nahe der Gleichgewichtstemperatur tritt eine Diffusion der Interstitonsatome in die sich bewegenden Grenzfläche auf und bestimmt damit deren Geschwindigkeit. Bei tieferen Temperaturen nimmt die Diffusionsfähigkeit der Interstitionsatome so weit ab, dass die Umwandlungsgeschwindigkeit nur noch von der Beweglichkeit der Grenzflächen beschränkt wird.

Gefügemodifikationen des Martensits

Abhängig von der Temperatur und dem Legierungsgehalt (insbesondere dem Kohlenstoffgehalt) entstehen unterschiedliche Gefügemodifikationen des Martensits im Werkstoff.

Lanzettmartensit

Der Lanzettmartensit (auch Latten-, Block- oder kohlenstoffarmer Massivmartensit genannt, im englischen lath martensite) entsteht bei höheren Temperaturen (an Temperaturen näher an der Martensitstarttemperatur) und geringeren Kohlenstoffgehalten von etwa 0,4 -0,5 %C, in untereutektoiden Stählen. Er besteht aus abgeflachten Lanzetten, die dicht nebeneinander zu Schichten und dann schichtweise zu massiven Blöcken gepackt sind. Er ist vorherrschend in unlegierten und niedriglegierten Stählen mit weniger als 0,4 %C zu finden, aber auch in Legierungen aus Eisen mit < 25 % Nickel. Charakteristisch ist die Ausbildung in Form von Paketen aus parallelen < 1 µm breiten Lanzetten, ohne Restaustenit zurückzulassen. Um ein Gefüge zu erhalten, das aus 100 % Lanzettmartensit besteht, ist ein Kohlenstoffgehalt von 0,3 % nicht zu überschreiten.

Er weist eine hohe Versetzungsdichte auf (bis zu 10¹² cm^-2) und ist deutlich besser verformbar als der Plattenmartensit, da er bei höheren Temperaturen entsteht und damit die durch das Gitterumklappen entstandenen elastischen Verspannungen durch Gleit- und Erholungsmechanismen besser abbauen kann.

Plattenmartensit

Der Plattenmartensit (auch nadelförmiger, nadeliger, verzwillingter Martensit genannt, im englischen plate martensite oder twinned martensite), entsteht bei niedrigeren Temperaturen und höheren Kohlenstoffgehalten von etwa 0,8 - 1 %C, also beispielsweise in übereutektoiden Stählen. Der Martensit wächst hier nicht in Lanzett-, sondern in Plattenform, bei der die Platten nicht parallel aufgeschichtet, sondern unter verschiedenen Winkeln zueinander stehen. In den Zwischenräumen verbleibt Restaustenit.

Die Platten werden einerseits durch die Korngrenzen des Austenits, und andererseits durch die schon bei höheren Temperaturen entstandenen Platten am Wachstum gehindert, so dass die neu entstehenden Platten mit der Zeit immer kürzer werden, und den Raum immer dichter benetzen. Die mittlere Länge der Platten bewegt sich dabei zwischen einem Viertel und einem Drittel der ursprünglichen Austenitkorngröße.

Der Plattenmartensit ist weniger gut verformbar als der Lanzettmartensit, weil bei tieferen Temperaturen der primäre Mechanismus der plastischen Umformung nicht Gleit- und Erholungsvorgänge sind, sondern die Bildung von Zwillingen.

Mischmartensit

Im Bereich zwischen dem Lanzett- und dem Plattenmartensit, also zwischen etwa 0,5 - 0,8 %C, entsteht eine Zwischenform, der Mischmartensit.

Anwendungsbeispiele

Heute werden auch im Automobilbau Bleche eingesetzt, die Martensit enthalten. Allgemein spricht man hier von Mehrphasenstählen. Konkret sei hier auf die Dualphasenstähle, TRIP-Stähle, TWIP-Stähle und die Martensitischen Stähle verwiesen. Diese zeichnen sich durch hohe Festigkeit aus und lassen sich trotzdem verhältnismäßig gut umformen.

Weitere Anwendung findet Martensit in Werkzeugstählen, insbesondere in Maraging-Stählen.

Die Bildung von Martensitstrukturen lässt sich sehr schön beim Differentialhärten von japanischem Tamahagane-Stahl bei Katanas beobachten.

Weblinks

 Commons: Martensit – Sammlung von Bildern, Videos und Audiodateien

Einzelnachweise

1. ↑ Kennon N. F., Dunne D. P., Middleton C. Aging Effects in Copper-Based Shape Memory Alloys Metallurgical Transactions A vol 13A (1982) 671-673.
2. ↑ Hornbogen E. On the Martensite Start Temperature MS Zeitschrift für Metallkunde Bd.75/10 (1984) 741-746
3. ↑ ist aber noch kein Vergüten, da Vergüten erst ab der 3. Anlassstufe 400°C - 600°C beginnt.
4. ↑ Steim, H.-J. : Untersuchungen zum Verfestigungsverhalten martensitaushärtbarer Stähle. Dissertation--Universität Karlsruhe, 1970.
5. ↑ Hesse E., Eckstein H. J.: Beitrag zum Umwandlungsverhalten kohlenstoffarmer unlegierter Stähle. In: Freiberger Forschungshefte VEB-Verlag für die Grundstoffindustrie (1976) 30-44.
6. ↑ Hornbogen E.On the Martensite Start Temperature MS Zeitschrift für Metallkunde Bd.75/10 (1984) 741-746.
7. ↑ Ansell G.S., Donachie S.J., Messler jun. R.W. The Effect of Quench Rate on the Martensitic Transformation in Fe-C Alloys Metallurgical Transactions 2 (1971) 2443-2449.
8. ↑ Krauss Principals of Heat Treatment American Society for Metals, Ohio 1980
9. ↑ Payson P., Savage C.H. Martensite Reactions in Alloy Steels Transactions of the American Society for Metals Vol 33 (1944) 261-275.
10. ↑ Rowland E.S., Lyle S.R. The Application of MS Points to Case Depth Measurements Transactions of the American Society for Metals Vol 37 (1946) 27-47.
11. ↑ Grange R.A., Stewart H.M. The Temperature Range of Martensite Formation Transactions of the American Society for Metals Vol 167 (1946) 467-490.
12. ↑ Nehrenberg A.E. Transactions of AIME Vol 167 (1946) 494-498.
13. ↑ Steven W., Haynes A.G. The Temperature of Formation of Martensite and Bainite in Low-alloy Steel JISI Vol 183 (1956) 349-359.
14. ↑ Andrews K.W. Empirical Formulae for the Calculation of Some Transformation Temperatures JISI Vol 302 (1965) 721-727.
15. ↑ Koistinen D.P., Marburger R.E. A General Equation Prescribing the Extent of the Austenite-Martensite-Transformation in Pure Iron Carbon-Alloys and Plain Carbon Steels Acta Metallurgica 7 (1959) 59-60.
16. ↑ Moyer J.M., Ansell G.S. The Volume Expansion Accompanying the Martensite Transformation in Iron- Carbon Alloys Metallurgical Transactions A Vol 6A (1975) 1785-1791.
17. ↑ Bain E.C. The Nature of Martensite Trans. AIME, Steel Div. 70 (1924) 25-46.
18. ↑ Bilby B.A., Christian J.W. Crystallography of Martensitic Transformations JISI, Vol.197 (1961) 122-131.
19. ↑ ^{a b} Kurdjumov G.V., Sachs G. Über den Mechanismus der Stahlhärtung Z. Phys. 64 (1930) 325-343
20. ↑ Roberts C.S. Effect of Carbon on the Volume Fraction and Lattice Parameters of Retained Austenite and Martensite Trans. AIME 197 (1953) 203.
21. ↑ Kurdjumov G.V., Khachaturyan A.G. Nature of Axial Ratio Anomalies of the Martensite Lattice and Mechanism of Diffusionless γ→α Transformation Acta Metallurgica 23 (1975) 1077-1088
22. ↑ Christian J. W. Transformations in Metals and Alloys An International Series on Materials Science and Technology Pergamon Press Oxford, New York, Frankfurt (1965).
23. ↑ Macherauch E., Vöhringer O. Verformungsverhalten gehärteter Stähle Härterei Technische Mitteilungen 41/2 (1986) 71-91
24. ↑ Pitsch W. Martensitumwandlung Grundlagen der Wärmebehandlung von Stahl Verlag Stahleisen Düsseldorf (1976) 79-91.
25. ↑ Cohen M. Operational Nucleation in Martensitic Transformations Metallurgical Transactions 3 (1972) 1095-1098
26. ↑ Eckstein H. J. Wärmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie Leipzig (1971) 199-214.
27. ↑ Singh J. Slow Massive Transformation in Fe and Fe-Ni-Alloys Scripta Metallurgica Vol 20 (1986) 173-176.