EINFLUSS VON WÄRMEBEHANDLUNGEN AUF DAS GEFÜGE EINER MEHRPHASIGEN TITANALUMINID-LEGIERUNG

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1 EINFLUSS VON WÄRMEBEHANDLUNGEN AUF DAS GEFÜGE EINER MEHRPHASIGEN TITANALUMINID-LEGIERUNG Emanuel Schwaighofer*, Martin Schloffer*, Thomas Schmoelzer*, Svea Mayer*, Janny Lindemann**, Volker Guether***, Joachim Klose****, Helmut Clemens* * Department für Metallkunde und Werkstoffprüfung, Montanuniversität Leoben, Franz-Josef-Straße 18, 8700 Leoben, Österreich emanuel.schwaighofer@unileoben.ac.at ** Lehrstuhl für Metallkunde und Werkstofftechnik, Brandenburgische Technische Universität Cottbus, Konrad-Wachsmann-Allee 17, Cottbus, Deutschland *** GfE Metalle und Materialien GmbH, Höfener Straße 45, Nürnberg, Deutschland **** GfE Fremat GmbH, Lessingstraße 41, Freiberg, Deutschland Schlagworte: Titanaluminide, TNM-Legierung, Phasendiagramm, Wärmebehandlung, Mikrostruktur, Härte, Zugversuch, Festigkeit, Duktilität KURZFASSUNG Intermetallische Titanaluminide werden wegen ihrer geringen Dichte und sehr guten Hochtemperatureigenschaften in Flugzeugtriebwerken und Automobilmotoren eingesetzt. Heutige TiAl-Basislegierungen sind komplex aufgebaute, mehrphasige Legierungen, die hauptsächlich aus γ-tial, α 2 -Ti 3 Al und geringen Anteilen an β o -TiAl-Phase bestehen. Ein Beispiel dafür ist die sogenannte TNM-Legierung, die eine nominelle Zusammensetzung von Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B (in at.%) aufweist. Bei dieser Legierung erfolgt die Erstarrung über die β-phase, was eine feinkörnige und nahezu seigerungsfreie Mikrostruktur zur Folge hat. Das Gussgefüge enthält trotzdem auch gröbere Körner, die bei Raumtemperatur risseinleitend wirken können und die Verformbarkeit im Zugversuch reduzieren. Im Rahmen dieser Arbeit wurden Wärmebehandlungsstudien an einem gegossenen und heißisostatisch gepressten Material durchgeführt, deren primäres Ziel eine mikrostrukturelle Homogenisierung ist, um die rissauslösenden Gefügebestandteile zu reduzieren und damit die Bruchdehnung bei Raumtemperatur zu erhöhen. In weiteren Wärmebehandlungen wurde versucht Gefügestrukturen mit ausgewogenen mechanischen Eigenschaften einzustellen. 1. EINLEITUNG Der Einsatz von innovativen intermetallischen Hochtemperaturwerkstoffen erfordert neben einem geeigneten Eigenschaftsprofil des Werkstoffs auch kostengünstige und ökonomische Herstellungsverfahren. Diesen Anforderungen genügen TiAl-Legierungen der vierten Generation, wie die sogenannte TNM-Legierung, die eine nominelle Zusammensetzung von Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B (in at.%) aufweist [1,2]. Die Initialen der Legierungselemente Titan, Niob und Molybdän geben dieser Legierung ihren Namen [1]. TNM-Legierungen besitzen im Vergleich zu Stählen und Nickel-Basis-Superlegierungen

2 mit 4.1 g/cm 3 nur die halbe Dichte und zeichnen sich besonders durch ihre hohe spezifische Festigkeit von etwa 150 MPa/(g/cm 3 ) bei 800 C aus, weswegen sie sich hervorragend für den Einsatz als schnell rotierende Bauteile in Flugzeugturbinen und Automobilmotoren eignen [1,3-6]. Diese über die β-phase erstarrenden TiAl-Legierungen weisen im Gegensatz zu peritektisch erstarrenden Legierungen eine deutlich homogenere Verteilung der Legierungselemente im Gussgefüge auf und wurden ursprünglich als Schmiedelegierungen mit verbesserter Prozessierbarkeit entwickelt [1,7]. In dieser Arbeit soll überprüft werden, ob es, ausgehend von einem gegossenen und heißisostatisch gepressten Zustand, möglich ist, ein Gefüge mit anwendungsgerechten mechanischen Eigenschaften über eine geeignete Kombination von Wärmebehandlungen einzustellen. 2. EXPERIMENTELLES Die untersuchte TNM-Legierung wurde durch mehrfaches Vakuum- Lichtbogenumschmelzen chemisch homogenisiert, über ein Schleudergussverfahren abgegossen und anschließend heißisostatisch gepresst, um die beim Gießen auftretenden Mikroporen zu schließen. An der TNM-Legierung mit der tatsächlichen Zusammensetzung von Ti-43.2Al-3.99Nb-1.01Mo-0.09B (in at.%) wurden Versuche mittels Dynamischer Differenzkalorimetrie (engl.: Differential Scanning Calorimetry, DSC) mit einer Setsys Evolution der Firma Setaram, Frankreich, zur Bestimmung der Umwandlungstemperaturen durchgeführt und in weiterer Folge das in [8] vorgeschlagene Phasendiagramm an die vorliegende Legierungszusammensetzung angepasst (Abb.1a). Die gestrichelten Linien im Phasendiagramm wurden experimentell nicht überprüft und geben daher nur einen möglichen Verlauf der Phasengrenzen an. Die in [9] für die Zusammensetzung von Ti- 43.0Al-4Nb-1Mo-0.1B (in at.%) mit dem Softwarepaket MatCalc mittels der CALPHAD- Methode berechneten Phasenanteile in Abhängigkeit der Temperatur wurden ebenfalls an die mittels DSC gemessenen Umwandlungstemperaturen angeglichen und dem modifizierten Phasendiagramm gegenübergestellt (Abb.1b). In Abb.1c sind die Kristallstrukturen der im Legierungssystem auftretenden Phasen angeführt. Die titanreichen Mischkristalle α-ti (hexagonal dichtest gepackt, hdp) und β-ti (kubisch raumzentriert, krz) liegen bei Raumtemperatur als geordnete intermetallische Phasen α 2 - Ti 3 Al (DO 19 -Struktur) und β o -TiAl (B2-Struktur) vor. γ-tial (L1 0 -Struktur) bleibt bis zu seiner Zersetzung geordnet. Die Wärmebehandlungen wurden in einem Hochtemperatur- Kammerofen RHF 1600 der Firma Carbolite, Großbritannien, durchgeführt. Die wärmebehandelten Proben wurden mit metallographischen Standardmethoden präpariert [10] und im Rasterelektronenmikroskop (REM) des Typs EVO 50 der Firma Zeiss, Deutschland, mittels Rückstreuelektronen-Kontrast (engl.: Back-scattered Electrons, BSE) untersucht. Anschließend wurden HV10-Härtemessungen an einer Universalhärteprüfmaschine M4C 025 G3M der Firma Emco-Test, Österreich, durchgeführt. Die Härtewerte wurden aus dem arithmetischen Mittel von 5 Einzelmessungen bestimmt. Der Streubereich der Härtewerte wird als Standardabweichung des Mittelwerts angegeben. Die Zugversuche wurden mittels einer Universalzugprüfmaschine Inspect 100 kn der Firma Hegewald & Peschke, Deutschland, zur Ermittlung von Festigkeits- und Dehnungskennwerten bei Raumtemperatur (RT) durchgeführt. Die TNM-Legierung für die Zugversuche hatte eine tatsächliche Zusammensetzung von Ti-43.8Al-4.09Nb-1.02Mo- 0.1B (in at.%). Die aus dem gegossenen und heißisostatisch gepressten Bolzen erodierten Rundproben wurden mittels industrieller Ofenanlagen wärmebehandelt und anschließend endkonturnah gedreht. Die Oberfläche der Zugproben wurde elektrolytisch poliert, um

3 fertigungsbedingte Einflüsse auf das Ergebnis der Zugprüfungen auszuschließen. Die Zugproben besaßen im Prüfquerschnitt einen Durchmesser von 4 mm und eine Messlänge von 20 mm. Die Zugprüfungen wurden mit einer Dehnrate von s -1 durchgeführt. Bestimmt wurden 0.2%-Dehngrenze R p0.2 (MPa), Zugfestigkeit R m (MPa) und die Gesamtdehnung beim Bruch A t (%). Die Kennwerte wurden aus dem arithmetischen Mittel von zwei Einzelzugprüfungen ermittelt. Die angegebene Streuung entspricht der Standardabweichung des Mittelwerts. 3. ERGEBNISSE UND DISKUSSION In Abb.2 sind die Gefügeaufnahmen des heißisostatisch gepressten Zustands dargestellt. Das Gefüge besteht aus α 2 /γ-kolonien mit groben γ-lamellen. An den Koloniegrenzen befindet sich β o -Phase mit darin eingelagerter globularer γ-phase. Innerhalb der Kolonien sind sekundäre β o -Ausscheidungen erkennbar (Abb.2a). Die α 2 /γ-kolonien weisen eine breite Größenverteilung auf. Eine gröbere α 2 /γ-kolonie ist im Bildausschnitt in Abb.2b durch einen weißen Pfeil gekennzeichnet. Wegen der groben γ-lamellen in den α 2 /γ- Kolonien entspricht dieser Gefügezustand nicht den geforderten mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit und Kriechbeständigkeit. Die groben α 2 /γ-kolonien führen zu einer Verringerung der Duktilität. 3.1 MIKROSTRUKTURELLE HOMOGENISIERUNG Um die groben α 2 /γ-kolonien aus dem Gefüge zu beseitigen (vergleiche Abb.2b), wurde das heißisostatisch gepresste Gefüge einer Hochtemperaturglühung bei einer Temperatur T1 oberhalb der β-transustemperatur (T β ) mit anschließender schneller Abkühlung unterzogen (siehe dazu Abb.1a). Das Gefüge nach dieser Wärmebehandlung ist in Abb.3a dargestellt und besteht vorwiegend aus übersättigten α 2 -Körnern und Resten an β o -Phase. Während dieser Glühung im β-einphasengebiet werden die Legierungselemente durch die schnell ablaufenden Diffusionsprozesse gleichmäßig im Gefüge verteilt. Bei anschließender Abkühlung bilden sich in den ehemaligen β-körnern stängelförmige α- Körner gemäß der Burgers-Orientierungsbeziehung {110} β (0001) α und <111> β <11-20> α aus, wodurch das Gefüge im Vergleich zum Ausgangszustand deutlich gefeint werden kann [7]. Im nächsten Schritt wurden die hochtemperaturgeglühten Proben bei einer Temperatur T5 (siehe Abb.1a) unterhalb der eutektoiden Temperatur (T E ) wärmebehandelt. Abb.3b zeigt das Gefüge nach einer isothermen Homogenisierungsglühung. Dabei entmischen sich die übersättigten α 2 -Körner wegen des Phasenungleichgewichts nach der Reaktionsgleichung α 2,übersättigt (α 2 +γ) lamellar zu lamellaren α 2 /γ-kolonien [3]. Die Bildung der γ-lamellen folgt dabei der Blackburn-Orientierungsbeziehung (0001) α2 {111} γ, <11-20> α2 <1-10] γ [11]. Gleichzeitig läuft eine Reaktion gemäß α 2 β o +γ ab [3], welche zu einer zusätzlichen Entmischung der α 2 -Phase führt. Treibende Kraft dafür ist der Ausgleich des bestehenden Phasenungleichgewichts. Die γ-lamellen vergröbern bis sie sich zu globularen γ-körnern einformen. Eine wesentliche treibende Kraft für die Einformung ist die Minimierung der Grenzflächenenergie. Der Einformgrad, welcher den Anteil aller ablaufenden Umwandlungsprozesse an der Gefügeumwandlung beschreibt, nimmt den in Abb.4 dargestellten Verlauf an. Der Einformgrad ist definiert als Flächenanteil der umgewandelten Gefügebereiche am Gesamtgefüge und wurde bei einer konstanten Glühtemperatur (T5) an den Gefügeaufnahmen für bestimmte Haltezeiten mittels quantitativer Gefügeauswertung bestimmt. Die Einformgeschwindigkeit des Gefüges,

4 welche der Steigung des Kurvenverlaufs in Abb.4 entspricht, nimmt mit steigender Haltezeit und damit sinkendem Phasenungleichgewicht ab. Bei isothermen Glühungen konnte im betrachteten Glühzeitraum keine vollständige Einformung des Gefüges erreicht werden. Aus diesem Grund wurde versucht das Gefüge mittels einer Pendelglühung zwischen T4 und T5 zu homogenisieren (siehe Abb.1). Das zwischen diesen Temperaturen vorherrschende Phasenungleichgewicht und die starke Triebkraft der Gefügeumwandlung zu Beginn der Glühungen unterhalb T E (grau hinterlegter Bereich in Abb.4) konnten gezielt zur Keimbildung und Gefügeneubildung genutzt werden. Dadurch wurde im Vergleich zu den isothermen Glühungen eine wesentlich schnellere und gleichmäßigere Einformung des Gefüges erreicht (Abb.3c). 3.2 EINSTELLUNG AUSGEWOGENER MECHANISCHER EIGENSCHAFTEN Um dem Werkstoff ausgewogene mechanische Eigenschaften für den Einsatz zu geben, wurde im ersten Schritt das durch die Pendelglühung homogenisierte Gefüge einer Lösungsglühung bei Temperaturen oberhalb der γ-solvustemperatur (T γ,solv ) unterzogen (siehe Abb.1a). Die γ-phase ist bei diesen Temperaturen thermodynamisch instabil und beginnt sich zu zersetzen. Die β-phase wird entsprechend dem Phasengleichgewicht minimiert, was auch erwünscht ist, da sie auf Grund ihrer Kristallstruktur negative Auswirkungen auf die Kriecheigenschaften hat [2]. Geringe Anteile an β-phase sind jedoch von Vorteil, da sie das Kornwachstum der α-phase hemmen [2]. Je nach Wahl der Glühtemperatur und Ausnützung der Zersetzungskinetik der γ-phase können zwei verschiedene Gefügetypen eingestellt werden. Durch Glühungen bei T2 >> T γ,solv (siehe Abb.1a) wird die γ-phase vollständig in Lösung gebracht. Das Gefüge besteht bei RT hauptsächlich aus übersättigter α 2 -Phase sowie Resten an β o -Phase und wird als Nahezu Lamellar β bezeichnet [6]. Bei kurzen Glühungen im Temperaturbereich von T3 > T γ,solv (Abb.1a) werden die groben γ-lamellen aufgelöst und die globularen γ-körner auf einen durch die Haltezeit bestimmten Anteil reduziert. Im so entstehenden Nahezu Lamellar γ - Gefüge liegen zusätzlich zur übersättigten α 2 - und β o -Phase gleichmäßig verteilte, globulare γ-körner vor [3]. Optional kann dieser Gefügetyp auch durch Glühungen bei T4 < T γ,solv eingestellt werden. Der Anteil an γ-phase stellt sich dabei unabhängig von der Haltezeit entsprechend dem Phasengleichgewicht bei der gewählten Glühtemperatur ein (vergleiche Abb.1b). Bei einer abschließenden Stabilisierungsglühung wurden die beiden lösungsgeglühten Zustände unterhalb der eutektoiden Temperatur bei T6 ausgelagert (siehe Abb.1a). Die Endgefüge sind in Abb.5 dargestellt. Bei der Auslagerung laufen dieselben mikrostrukturellen Prozesse wie in Kap.3.1 beschrieben ab. In den übersättigten α 2 - Körnern scheiden sich sehr feine γ-lamellen mit geringem Lamellenabstand aus, welche die geforderten Festigkeits- und Kriecheigenschaften des Werkstoffs maßgeblich bestimmen. Die β o -Phase wird während der Auslagerung weiter reduziert. Innerhalb der β o -Phase entstehen feine, linsenförmige γ-ausscheidungen. Zusätzlich findet während der Stabilisierungsglühung eine zellulare Reaktion statt, die auch als grenzflächendominierte diskontinuierliche Ausscheidung bezeichnet wird [3,12,13]: (α 2 +γ)lamellar (α 2 +γ+β o )zellular. Dabei werden die feinlamellaren α 2 /γ-kolonien, ausgehend von den Koloniegrenzen, durch die Verschiebung einer Reaktionsfront in eine zellulare Struktur überführt, welche in Abb.5 durch weiße Pfeile gekennzeichnet ist. Die Triebkraft der zellularen Reaktion ist umso höher, je größer der Beitrag der Grenzflächendiffusion im Vergleich zur Volumendiffusion ist. Die Stabilisierungsglühung führt den Werkstoff in das thermodynamische Gleichgewicht nahe der Einsatztemperatur und baut überdies vorhandene Eigenspannungen im Bauteil ab [2,14].

5 Die homogenisierten und ausgelagerten Endgefüge in Abb.5 zeigen im Vergleich zum heißisostatisch gepressten Ausgangsmaterial (Abb.2a) eine gleichmäßigere Verteilung der Gefügebestandteile. Dabei weisen die α 2 /γ-kolonien eine einheitliche Größenverteilung auf und besitzen eine annähernd globulare Form. Die groben Gefügebestandteile konnten durch die mikrostrukturelle Homogenisierung deutlich reduziert werden. Der Vergleich der Härtewerte in Tab.1 zeigt einen Anstieg der Härtewerte vom Ausgangsgefüge zu den ausgelagerten Gefügen. Das Nahezu Lamellar γ -Gefüge ist etwas weicher als das Nahezu Lamellar β -Gefüge. Die Ergebnisse der Zugversuche sind in Tab.2 gegenübergestellt. Die Dehngrenze der homogenisierten und ausgelagerten Gefüge konnte nur beim Nahezu Lamellar β -Gefüge gesteigert werden. Das Nahezu Lamellar γ -Gefüge weist annähernd dieselbe Dehngrenze wie das heißisostatisch gepresste Ausgangsgefüge auf. Im Gegensatz dazu besitzen beide homogenisierten und ausgelagerten Endgefüge deutlich höhere Zugfestigkeiten als das heißisostatisch gepresste Ausgangsmaterial, wobei das Nahezu Lamellar γ -Gefüge eine geringere Zugfestigkeit als das Nahezu Lamellar β -Gefüge zeigt, was bereits aus den Härtemessungen zu erwarten war. Die Gesamtdehnung beim Bruch hat sich trotz der geringen Lamellenabstände in den homogenisierten und ausgelagerten Zuständen nicht verringert. Im Vergleich zum heißisostatisch gepressten Ausgangszustand liefert das Nahezu Lamellar β -Gefüge eine um 20 % höhere und das Nahezu Lamellar γ -Gefüge eine fast doppelt so hohe Gesamtdehnung bis zum Bruch. Die ermittelten Kennwerte sind durch weitere Zugversuche statistisch abzusichern. Die Ergebnisse der Zugversuche machen aber deutlich, wie stark die mechanischen Eigenschaften von der eingestellten Mikrostruktur abhängig sind. 4. ZUSAMMENFASSUNG In dieser Studie konnte gezeigt werden, dass in Gussgefügen durch eine geeignete Kombination von Wärmebehandlungen und die gezielte Ausnutzung von Phasenumwandlungen ein gleichmäßiges Endgefüge eingestellt werden kann. Mittels einer Hochtemperaturglühung konnte das Gussgefüge weiter gefeint und durch die Anwendung einer Pendelglühung schneller und effektiver homogenisiert werden, als es mit einer isothermen Glühung möglich ist. Die Gefüge im lösungsgeglühten und ausgelagerten Zustand besitzen eine deutlich höhere Härte als das heißisostatisch gepresste Ausgangsmaterial und lassen wegen des geringen Lamellenabstandes in den α 2 /γ-kolonien eine höhere Festigkeit und gute Kriechbeständigkeit erwarten. Das Nahezu Lamellar γ -Gefüge weist im Vergleich zum Nahezu Lamellar β -Gefüge eine geringere Härte auf. Diese Tendenz wird durch die mittels Zugversuchen bestimmten Festigkeiten bestätigt. Die Ergebnisse der durchgeführten RT-Zugversuche zeigen auch, dass die Bruchdehnung der homogenisierten und ausgelagerten Gefüge im Vergleich zum gegossenen und heißisostatisch gepressten Ausgangszustand trotz des geringen Lamellenabstands in den α 2 /γ-kolonien gesteigert werden konnte. DANKSAGUNG Diese Arbeit wurde im Rahmen des Verbundforschungsprojekts 03X5330A des Bundesministeriums für Bildung und Forschung (BMBF) der Bundesrepublik Deutschland durchgeführt und von der GfE Metalle und Materialien GmbH finanziell unterstützt.

6 LITERATURVERZEICHNIS [1] Clemens H.; Wallgram W.; Kremmer S.; Güther V.; Otto A.; Bartels A.: Advanced Engineering Materials 10 (2008) 8, [2] Wallgram W.; Schmoelzer T.; Cha L.; Das G.; Güther V.; Clemens H.: International Journal of Materials Research 100 (2009) 8, [3] Schloffer M.: Diplomarbeit, Montanuniversität Leoben, 2010 [4] Clemens H.: BHM 153 (2008) 9, [5] Appel F.; Oehring M.: Titan und Titanlegierungen, 3. Auflage, WILEY-VCH Verlag, Weinheim, Deutschland, 2002, S. 39ff [6] Kestler H.; Clemens H.: Titan und Titanlegierungen, 3. Auflage, WILEY-VCH Verlag, Weinheim, Deutschland, 2002, S. 369ff [7] Küstner V.: Dissertation, Technische Fakultät der Christian-Albrechts-Universität zu Kiel, 2003 [8] Böck B.: Diplomarbeit, Montanuniversität Leoben, 2008 [9] Chladil H.; Clemens H.; Otto A.; Güther V.; Kremmer S.; Bartels A.; Gerling R.: BHM 151 (2006) 9, [10] Schwaighofer E.: Diplomarbeit, Montanuniversität Leoben, 2010 [11] Blackburn M.: The Science, Technology and Application of Titanium, Pergamon Press, Oxford, Großbritannien, 1970, S. 633ff [12] Mitao S.; Bendersky L.: Acta Materialia 45 (1997) 11, [13] Denquin A.; Naka S.: Acta Materialia 44 (1996) 1, [14] Droessler L.M.; Schmoelzer T.; Wallgram W.; Cha L.; Das G.; Clemens H.: in: Materials Res. Soc. Symp. Proc., MRS, Warrendale, 2008 BILDUNTERSCHRIFTEN Abb. 1: Legierungssystem TNM: (a) TNM Phasendiagramm, (b) Verlauf der Phasenanteile in Abhängigkeit der Temperatur und (c) Abbildung der Kristallstrukturen der auftretenden Phasen nach [8,9]. T1 bis T6 geben die Haltetemperaturen der Glühbehandlungen an.

7 Abb. 2: REM-Aufnahmen des Gefüges nach dem heißisostatischen Pressen mittels BSE- Kontrast: (a) Detailaufnahme und (b) Übersichtsaufnahme. Der weiße Pfeil kennzeichnet eine gröbere α 2 /γ-kolonie. Abb. 3: REM-Aufnahmen nach (a) einer Hochtemperaturglühung bei T1 und anschließender (b) isothermer Homogenisierungsglühung bei T5 bzw. (c) Pendelglühung zwischen T4 und T5. Abb. 4: Schematischer Verlauf des Einformgrads nach der Haltedauer bei einer konstanten Temperatur T5 unterhalb der eutektoiden Temperatur (T E ). Abb. 5: REM-Aufnahmen der homogenisierten und ausgelagerten Gefüge: (a) Nahezu Lamellar β und (b) Nahezu Lamellar γ. Die zellularen Bereiche sind durch weiße Pfeile gekennzeichnet.

8 TABELLEN Tab.1: Vergleich der ermittelten Härtewerte am gegossenen und heißisostatisch gepressten Ausgangsgefüge mit den wärmebehandelten Endgefügen (Ti-43.2Al-3.99Nb- 1.01Mo-0.09B, in at.%). Die angegebene Streuung entspricht der Standardabweichung des Mittelwerts. Härtemessungen Ausgangsgefüge (Abb.2) Nahezu Lamellar β (Abb.5a) Nahezu Lamellar γ (Abb.5b) Makrohärte HV ± ± ± 2 Tab.2: Gegenüberstellung der mittels RT-Zugversuchen ermittelten Kennwerte am gegossenen und heißisostatisch gepressten Ausgangsgefüge und an den wärmebehandelten Endgefügen (Ti-43.8Al-4.09Nb-1.02Mo-0.1B, in at.%). Die Streuung wird als Standardabweichung des Mittelwerts angegeben. Zugversuche Ausgangsgefüge (Abb.2) Nahezu Lamellar β (Abb.5a) Nahezu Lamellar γ (Abb.5b) 0.2%-Dehngrenze R p0.2 [MPa] 688 ± ± ± 13 Zugfestigkeit R m [MPa] 691 ± ± ± 9 Gesamtdehnung beim Bruch A t [%] 0.63 ± ± ± 0.04 AUTORENHINWEISE Dipl.-Ing. Emanuel Schwaighofer is Ph.D. student at the Department of Physical Metallurgy and Materials Testing of the Montanuniversitaet Leoben. This work was a part of his diploma thesis Influence of Heat Treatments on the Microstructure and Mechanical Properties of Cast and Hotisostatically Pressed TNM Alloys.