Prakt. Met. Sonderband 52 (2018) 155
Anh
m a treten in beiden Legierungen Defekte auf, welche durch Zulegieren von hochschmelzenden
edi oo Legierungselementen (Nb, Mo) entstanden sein könnten [10, 12]. Diese
Wig Legierungselemente sind ausschlaggebend fur die Anwendbarkeit des untersuchten
Te nd N Legierungstyps und dabei besonders für die gute Umformbarkeit bei hohen Temperaturen
rs St und auch für den Erhalt einer homogenen Mikrostruktur durch die Erstarrung über die
an i B Phase verantwortlich [5]. Aufgrund der Differenz der Schmelzpunkte zu Al und Ti werden
Der Pi die Legierungselemente als Vorlegierungen - in Kombination mit anderen Elementen -
dieser AD hinzugegeben. Können diese Vorlegierungen nicht gänzlich aufgeschmolzen werden,
sehr ii et kommt es zu charakteristischen Defekten, wie es in Referenz [10] bereits fir Nb
ect he Anreicherungen gezeigt wurde. In Bild 3 ist in a) ein Mo und in b) ein W reicher Defekt
) Sly Die dargestellt. Wegen ihrer ähnlichen Wirkung auf das Legierungssystem, stabilisieren beide
Ye A Mig Elemente die bei Raumtemperatur spröde und geordnete ßo Phase [14]. Uber die
& AMteil der Darstellung von Al im EDX Flächenscan kann durch eine Kontraständerung die Grenzen
der Einflusszone des Defekts ermittelt werden und kann so zur Bestimmung der
Defektgröße herangezogen werden. Die Größe der Defekte in Legierung 1 reicht von 75 um
bis 133 um und beträgt durchschnittlich 95 um, während in Legierung 2 W-haltige Defekte
von 85 um bis 124 um auftreten und durchschnittlich 105 um groß sind. Innerhalb der Mo-
ee reichen Defekte kann in Bild 3a) y Phase gefunden werden, welche sich wahrend des HIP
Surehgefine Prozesses bildet [15]. Die chemische Zusammensetzung der Defekte wurde an
Seren und ausgewählten Punkten quantitativ bestimmt und beträgt an Position S1 etwa über 10 at.%
Chtes Materia Mo, was dem 10-fachen der nominellen Zusammensetzung dieser Legierung entspricht. An
‚ZU Rohingen Position S2 nimmt der Mo Gehalt auf etwa 1.7 at.% ab und normalisiert sich außerhalb des
Mer typische y-Saums mit 1.3 at.% auf den Wert, welcher konstant uber die Probe gemessen wurde. In
dass die Al Bild 3b) ist ein ähnlicher Defekt dargestellt, welcher jedoch an W angereichert ist. In der
3. Allerdings durch W stabilisierten Bo Phase konnte an Position S3 ein Anteil von 3.6 at.% gemessen
werden, was dem ca. 3-fachen der angestrebten Zusammensetzung entspricht. Etwa 25 um
neben dem Defekt fällt der Wert auf 1.1 at.% W ab, was wiederum mit dem gewünschten
Legierungsgehalt übereinstimmt. Bei näherer Betrachtung enthält der Defekt aus
Legierung 2 auch globulare a2 und v Körner, aber keinen definierten y Saum und auch
keinen scharfen Übergang zwischen dem Defekt und der umliegenden Matrix. Dies kann
durch den niedrigeren W Gehalt im Vergleich zu dem in Legierung 1 vorkommenden Mo-
Defekt erklärt werden. In beiden Fällen konnte das elementar eingebrachte Refraktärmetall
nicht durch die nachfolgende Homogenisierung des HIP Prozesses verteilt werden, da die
beiden Elemente eine geringere Neigung zur Diffusion _besitzen als das zuvor erwähnte
Al [12].
4 ZUSAMMENFASSUNG
In dieser Arbeit wurden zwei unterschiedliche TiAl-Legierungspulver auf ihre Eignung zur
Herstellung von 3D gedruckten Teilen in Hinblick auf das Auftreten von Defekten untersucht.
Dabei konnten im Querschliff der Ausgangspulver mittels REM vereinzelt Inhomogenitaten
gefunden werden. Durch HIPen wurden dichte und quasi unbeeinflusste Proben fur
großflächige LIMI Untersuchungen aus den gesiebten Pulvern hergestellt. Darin konnten
Intersuchten Inhomogenitäten mit einer durchschnittlichen Größe von ca. 100 um und einer maximalen
anden Phase Größe von bis zu 133 um gefunden werden. Um ausgewählte Defekte im REM wieder zu
x. Die EDX finden, konnten diese mittels Härteeindruck dauerhaft markiert werden. Danach wurden die
8 AUSSaCEN markierten Inhomogenitäten mittels EDX Flächenscans analysiert und entsprechend der
vorkommenden Legierungselemente analysiert und ausgewertet. Dazu stelite sich
