Microstructure, mechanical properties and damage mechanisms of copper-silver-zirconium alloys for high temperature applications

Die Brennkammerlegierung CuAg3Zr0.5 sowie die silberreichere Referenzlegierung CuAg7Zr0.5 wurden mechanisch und mikrostrukturell charakterisiert. Beide Legierungen besitzen im Ausgangszustand nicht nur silberreiche, sondern auch zirkoniumreiche Ausscheidungen im Korninneren. Die silberreichen, stäbchenförmigen Ausscheidungen werden als kontinuierliche Ausscheidungen bezeichnet. Diese liegen auf {111}-Ebenen und sind in -Richtung ausgerichtet, was makroskopisch als Widmannstättensche Struktur zu erkennen ist. Des Weiteren liegen an den Korngrenzen intermetallische m-Phasen vor, für welche eine kubisch flächenzentrierte C15b-Struktur nachgewiesen werden konnte. Im Gegensatz zur Brennkammerlegierung wird In der Referenzlegierung das Silber nicht nur kontinuierlich, sondern auch diskontinuierlich an beiden Seiten von Korngrenzen ausgeschieden. Die diskontinuierlichen Ausscheidungen besitzen aufgrund ihrer höheren Größe eine geringere Festigkeit als die kontinuierlich entmischte Matrix. Nichtsdestotrotz weist CuAg7Zr0.5 im Vergleich zu CuAg3Zr0.5 im Ausgangszustand eine höhere makroskopische Festigkeit auf, was auf ihre deutlich feinere Kornstruktur sowie die höhere Ausscheidungsdichte zurückzuführen ist. Bei thermischer Belastung findet je nach Temperatur eine Vergröberung bzw. Auflösung der Silberausscheidungen statt, sodass diese lediglich bis etwa 900 K einen relevanten Festigkeitsbeitrag liefern. Die diskontinuierlich entmischten Bereiche in CuAg7Zr0.5 vergröbern verstärkt durch Ostwaldreifung, was die Festigkeit stark reduziert. Die zirkoniumreichen Ausscheidungen im Korninneren hingegen werden erst ab einer Temperatur von mehr als 1100 K gelöst, sodass bei Temperaturen jenseits von 900 K hauptsächlich die zirkoniumreichen Ausscheidungen zur Ausscheidungshärtung beitragen. Mit zunehmender Degradation der Mikrostruktur nimmt die Festigkeit ab. Gleichzeitig verlagert sich die Verformung bei monotoner Belastung mit fortschreitender Vergröberung bzw. Auflösung der Ausscheidungen von den Korngrenzen bzw. der diskontinuierlich entmischten Bereiche ins Korninnere. Diese Auflösungs- und Vergröberungsvorgänge werden durch das Einbringen von Versetzungen beschleunigt. Umgekehrt konnte gezeigt werden, dass auch Ausscheidungsvorgänge durch Verformung beschleunigt werden. Die Festigkeit wird des Weiteren von der Verformungsgeschwindigkeit bestimmt, da beide Legierungen ab 700 K eine ausgeprägte Dehnratenabhängigkeit zeigen. Bei Zugbelastung resultiert die Degradation der Mikrostruktur von CuAg3Zr0.5 in einem Anstieg der Duktilität mit zunehmender Temperatur sowie mit wachsender Dehnrate. Ab 1000 K sinkt die Duktilität wiederum, was auf die Versprödung der Korngrenzen infolge von Oxidation zurückzuführen ist. Während die Referenzlegierung bei hohen Verformungsgeschwindigkeiten bei allen Temperaturen höhere Festigkeitswerte erzielt als die Brennkammerlegierung, ist die Kriechbeständigkeit von CuAg7Zr0.5 im Vergleich zu CuAg3Zr0.5 deutlich geringer. Die feine Kornstruktur führt dabei zu Korngrenzengleiten, wohingegen in der Brennkammerlegierung Versetzungskriechen vorherrscht. Bei zyklischer Belastung der Brennkammerlegierung bei Raumtemperatur konzentriert sich die Verformung auf Zwillingsgrenzen, an welchen eine bevorzugte Rissinitiierung nachgewiesen werden konnte. Das Risswachstum erfolgt zumeist interkristallin, bei Fehlen von günstig orientierten Korngrenzen kann der Riss jedoch auch transkristallin wachsen. Bei der Referenzlegierung hingegen bilden sich infolge der Verformung in oberflächennahen Zonen diskontinuierlich entmischte Bereiche mit Subkörnern. Dieser Effekt bewirkt die Verteilung der Verformung auf das im Vergleich zu den Zwillingskorngrenzen von CuAg3Zr0.5 große Volumen der Oberflächenschicht mit Subkörnern, sodass die Rissinitiierung erst bei höheren Zyklenzahlen erfolgt und somit zu einer höheren Lebensdauer führt. Der Riss bildet sich dabei an Korngrenzen bzw. Subkorngrenzen der diskontinuierlich entmischten Oberflächenschicht und wächst anschließend interkristallin. Fehlen günstig orientierte Korngrenzen, so kann der Rissfortschritt auch transkristallin erfolgen. Bei 700 K bilden sich in beiden Legierungen gleitbandartige Versetzungsstrukturen im Korninneren. Die Schädigung konzentriert sich weiterhin auf die Korngrenzen bzw. die diskontinuierlich entmischten Bereiche, sodass dort die Rissinitiierung stattfindet. Bei 900 K bilden sich in der Brennkammerlegierung Kavitäten an den Korngrenzen, sodass das Makrorisswachstum aus einem Zusammenwachsen von Rissen im Volumen besteht. Mit steigender Temperatur gleichen sich die Lebensdauern der beiden Legierungen zunehmend an, wobei die Referenzlegierung bei hohen Dehnungsschwingbreiten früher versagt. Bei niedrigen Dehnungsamplituden hingegen führt die feinkörnige Struktur von CuAg7Zr0.5 zu einer hohen Festigkeit und damit zu einer verlängerten Lebensdauer.The microstructure and the mechanical properties of the liner alloy CuAg3Zr0.5 and of the more silver rich reference alloy CuAg7Zr0.5 were investigated. In both alloys not only silver-rich but also zirconium-rich precipitates can be detected in the grains of the as received state. The silver-rich, rod shaped precipitates, which are also called continuous precipitates, are located on the {111}-plains and aligned in the -directions, what macroscopically looks like a Widmannstätten structure. Furthermore, intermetallic m-phases are located at the grain boundaries. For the lattice structure of the m-phase a cubic face centred C15b structure could be verified. In the reference alloy, the precipitation of silver occurs not only continuously, but also discontinuously on both sides of the grain boundaries. Because of their bigger size, the discontinuous precipitations exhibit a lower strength in comparison to the continuously decomposed matrix. Nevertheless CuAg7Zr0.5 reveales a higher macroscopic hardness in the as received state compared to CuAg3Zr0.5. This behaviour can be attributed to the markedly finer grain structure and the higher precipitation density of CuAg7Zr0.5. With thermal loading, the silver precipitates coarsen or dissolve in dependency on the temperature, so that their strengthening effect is limited to 900 K. In the reference alloy Ostwald ripening occurs preferentially in the discontinuous dissolved areas, what leads to a strong softening of these zones. The zirconium rich precipitates, however, are only dissolved at temperatures exceeding 1100 K. Consequently, the zirconium rich precipitates contribute mainly to strength by temperatures above 900 K. With further degradation of the microstructure a decrease in strength is observed. The deformation is then no longer limited to the grain boundaries and the discontinuously precipitated areas, but increasingly takes place intragranular. The dissolution and coarsening processes are accelerated by an increasing dislocation density. Vice versa it could be proved on deformed specimen, that also precipitation processes are accelerated by deformation. Furthermore, the strength is also influenced by the deformation rate, as both alloys exhibit strong strain rate sensitivity at temperatures higher than 700 K. In the liner alloy the degradation of the microstructure leads to an increasing ductility with rising temperature and strain rate in tensile tests. The ductility decreases again above 1000 K due to the embrittlement caused by the oxidation of the grain boundaries. Even the reference alloy reveals at high deformation rates a higher strength at all temperatures compared to the liner alloy, the creep resistance of CuAg7Zr0.5 is much poorer, as the fine grain structure leads to grain boundary-slip, whereas dislocation-creep dominates in the liner alloy. During cyclic loading of the liner alloy at room temperature, the deformation is located at twin boundaries, which were proved to be the most preferred crack ignition site. The crack grows intergranular, but also transgranular if advantageous oriented grain boundaries are missing. In the reference alloy, however, discontinuously precipitated areas with subgrains are formed in surface-near areas due to the strong deformation. This effect provokes the distribution of the deformation on the bigger volume of the surface layer with subgrains in comparison to the small volume of the twin boundaries. Consequently the crack initiation occurs at higher cycle numbers and the reference alloy has a higher fatigue life. The crack initiation takes place at grain boundaries or subgrain boundaries of the discontinuous precipitated surface layer. Afterwards the crack grows intergranular and - if advantageously oriented grain boundaries are missing - also transgranular. At 700 K slip-band-like dislocation structures are formed inside the grains of both alloys. The damage is further located on the grain boundaries or the discontinuously precipitated areas, where the crack initiation takes place. At 900 K cavities are formed on the grain boundaries of the liner alloy and the macrocrack grows by coalescence of cracks in the volume. With rising temperature, the fatigue life of both alloys approaches progressively and the reference alloy even fails earlier at high strain amplitudes. At low strain amplitudes, however, the fine grain structure of CuAg7Zr0.5 provokes a high strength and thus a prolonged fatigue life compared to CuAg3Zr0.5