Hardenit

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Martensit ist ein ferromagnetisches 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: Gamma-Phase) unter die Gleichgewichtstemperatur zu einer Niedertemperaturphase (bei Stahl: Alpha-Phase) abgekühlt 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 flüssigen Stickstoff notwendig ist, manchmal genügt auch ein langsames Abkühlen an Luft oder im Warmbad.

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.

Inhaltsverzeichnis

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 verzerrtes raumzentriertes (kubisch-raumzentriertes) Gitter, während der raschen Abkühlung auf eine Temperatur unterhalb der Martensitstarttemperatur MS (martensite start). Die Umwandlung hört auf, wenn die Abkühlung gestoppt wird. Ist die Martensitfinishtemperatur MF (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 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 Mf. T0 und damit auch MS sowie Mf hängen stark von den Legie­rungs­elemen­ten ab.[6]

Abbildung 4 : Einfluss der Abschreckgeschwindigkeit va auf MS bei unlegier­ten Stählen[7]

Da der energetisch günstigere Zementit (Fe3C) wegen der fehlenden Diffusion nicht entstehen kann, beginnt die Bildung des energiereicheren Martensits, sobald MS unterschritten wird. Bei weiterer Abkühlung entsteht eine zur Unterkühlung proportionale Martensitmenge, die bei Mf 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 Mf 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 MS. 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 MS und Mf vom Kohlenstoff­gehalt unlegier­ter Stähle. Unter­schreitet Mf die Abschrecktemperatur Tu ( z.B. Raumtemperatur ), so verbleibt im Um­wandlungsgefüge Rest­austenit, der sich mit der empirischen Beziehung

RA = exp[ − B(MSTU)][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 MS, 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 cA existieren virtuelle Marten­sit­zellen mit den Abmessungen cM'=cA und aM'=cA√2/2. Um die korrekten Gitterkonstanten des Marten­sits cM und aM zu erhalten, muss cM' um etwa 20% ver­kleinert und a 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 aM/cM zeigt nach [19] die in Abbildung 6 darge­stellte ausge­prägte Abhängigkeit vom Kohlen­stoffgehalt. Nach [20] gilt quantitativ

αM = (2,861 − 0,013Masse − %C)10 − 8[cm]

und

cM = (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“ [22] 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[23] 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.[24] 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 ? 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 Kurdjumov-Sachs 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[25] ein so großer Energiebetrag erforderlich, wie er bei den tiefen MS-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.[26] 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.[27]

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.[28] 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.

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 Freiburger 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. 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. Kurdjumov G.V., Sachs G. Über den Mechanismus der Stahlhärtung Z. Phys. 64 (1930) 325-343
  23. Christian J. W. Transformations in Metals and Alloys An International Series on Materials Science and Technology Pergamon Press Oxford, New York, Frankfurt (1965)
  24. Macherauch E., Vöhringer O. Verformungsverhalten gehärteter Stähle Härterei Technische Mitteilungen 41/2 (1986) 71-91
  25. Pitsch W. Martensitumwandlung Grundlagen der Wärmebehandlung von Stahl Verlag Stahleisen Düsseldorf (1976) 79-91
  26. Cohen M. Operational Nucleation in Martensitic Transformations Metallurgical Transactions 3 (1972) 1095-1098
  27. Eckstein H. J. Wärmebehandlung von Stahl VEB Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie Leipzig (1971) 199-214
  28. Singh J. Slow Massive Transformation in Fe and Fe-Ni-Alloys Scripta Metallurgica Vol 20 (1986) 173-176

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