Акустическая эмиссия при термомеханическом воздействии на стали и сплавы

Размещено на http://www.allbest.ru/

Введение

Метод акустико-эмиссионного неразрушающего контроля основан на регистрации и последующей обработке параметров акустических сигналов ультразвукового диапазона, сопровождающих локальную перестройку структуры материала, зарождение и развитие микро и макродефектов.

Метод акустической эмиссии (АЭ) реализуется в процессе активного нагружения контролируемого объекта. Для проведения АЭ диагностики к объекту контроля должны быть приложены статические и/или динамические нагрузки повышением давления при гидравлических или пневматических испытаниях, либо должны быть созданы поля напряжений механическим нагружением объекта.

Параметры акустической эмиссии

акустический эмиссия деформация трещина

Наиболее часто используемыми параметрами акустической эмиссии, применяемыми для изучения процессов пластической деформации и разрушения материалов являются:

суммарный счет АЭ N, т. е. число зарегистрированных превышений сигналами АЭ установленного уровня дискриминации за интервал времени наблюдения

скорость счета суммарной АЭ N, т. е. суммарная АЭ, приведенная к единице времени

амплитуда АЭ А, т. е. максимальное значение сигнала АЭ в течение выбранного интервала времени

среднеквадратичное значение амплитуды (RMS, A²) АЭ

энергия сигнала (импульса) АЭ

В настоящее время интенсивно развивается спектральный анализ (анализ формы) отдельного импульса АЭ в зависимости от вида источника АЭ. Рассмотрение вопроса формирования сигналов АЭ при действии различных источников АЭ (прорыв скопления дислокаций через препятствие, аннигиляция дислокаций, срабатывание источника Франка-Рида, образование микротрещины в голове скопления дислокации) показало, что первичная форма сигнала АЭ может быть видеоимпульсной. Импульсы АЭ могут быть релаксационного и акселерационного вида, а полный сигнал представляет собой совокупность элементарных сигналов, зависящую от суперпозиции элементарных физических механизмов деформации и разрушения. Определяя экспериментально параметры импульсов АЭ и координаты источников, можно проводить анализ прохождения и видоизменения сигналов в акустико-эмиссионном тракте, представляющем собой совокупность исследуемого объекта, датчика, аппаратуры приема, регистрации и обработки сигналов АЭ.

Источники и механизмы акустической эмиссии

Источниками акустических сигналов при деформации металлов являются процессы аннигиляции дислокации, выход дислокаций на свободную поверхность, работа дислокационных источников, образование или захлопывание микроскопических скоплений дислокаций, отрыв дислокаций от примесных атмосфер и прорыв препятствий, торможение быстродвижущихся дислокации, формирование полосы скольжения, зернограничное скольжение. Первенствующее значение в формировании акустических сигналов большой интенсивности имеют механизмы переходного излучения (выход дислокаций на поверхность, аннигиляция дислокаций, образование скоплений дислокаций), связанные с резким изменением скорости процесса.

Так, рассмотрение закономерностей формирования импульсов АЭ и их спектральное разложение позволили утверждать, что формирование волнового пакета АЭ определяется испусканием упругих волн, сопутствующих ускоренному или замедленному движению дислокаций. Для возникновения эффекта АЭ необходимо высвобождение энергии; так, прорыв скопления дислокаций вызывает освобождение упругой энергии их взаимодействия и излучение упругих волн.

Оценка энергии, выделяющейся при действии того или иного источника АЭ, дала следующие результаты: для движения единичной дислокации 10^?23 Дж, для аннигиляции дислокаций у свободной поверхности 4·10^?18 Дж, для однородного движения группы дислокаций N·10^?23 Дж, для отрыва дислокаций от стопора N·10^?19 Дж. Причем значение 10^?23 Дж значительно меньше той величины (10^?16 Дж), которая требуется для фиксации АЭ с учетом возможностей современной аппаратуры, т. е. можно говорить об АЭ только при кооперативном движении дислокации. Комплексное исследование акустических гармоник и внутреннего трения, проведенное на титане и б-латуни, показало, что генерирование акустических гармоник есть результат крупномасштабного движения дислокаций под действием колебаний большой амплитуды и согласуется с упрощенной моделью работы источников Франка-Рида.

Помимо дислокационных источников, источниками АЭ при деформации чистого железа, низкоуглеродистой стали AISI 1019 и сталей AISI 1020, 1045 и ASTM А533В могут быть перемещения стенок магнитных доменов. Установлена корреляция между магнитомеханическими эффектами и закономерностями выделения АЭ. Косвенным подтверждением этого явилось обнаружение возврата акустико-эмиссионных свойств после термообработки.

АЭ разделяют на два вида: непрерывную и дискретную. Непрерывная эмиссия характеризуется малой амплитудой и большой частотой следования сигналов, а дискретная -- большой амплитудой и малой частотой следования сигналов. Так как продолжительность импульсов непрерывной АЭ мала (< 4 мкс), АЭ можно обязать с размножением подвижных дислокации, например, путем активизации источников Франка-Рида (оценка времени срабатывания дает величину < 10^?8 с). Дискретная, или взрывная эмиссия предполагает наличие прерывистости пластического течения (эффект Портевена-Ле-Шателье), скачкообразный рост трещины и т. п. При этом предполагается, что если границы зерен действуют как источники дислокаций, то это должно вызывать сигналы дискретного типа.

Исследование АЭ в процессе прерывистой деформации б-латуни позволило установить два типа сигналов АЭ. Первый тип всплесков среднеквадратичного значения амплитуды АЭ был характерен для начальной стадии прерывистого течения, а второй -- для деформаций от 3 до 8%. На основании рассмотрения формы изменения сигналов АЭ и теоретичеcких предположений относительно закономерностей прерывистого течения показано, что на ранних стадиях деформации источниками АЭ являются процессы размножения и отрыва дислокаций от примесей, а на более поздних -- только процессы размножения.

Высокий уровень АЭ наблюдали при деформировании в-латуни. Исследования показали, что основными источниками АЭ являются: множественное скольжение и двойникование (при значительных степенях деформации). Высокая интенсивность АЭ связывалась с разупорядочением структуры испытуемого материала.

Для определения истинного частотного спектра АЭ измерили передаточную функцию пьезопреобразователя и образца из низкоуглеродистой стали ХС10. Установлено, что максимум в спектре АЭ, соответствующей концу площадки текучести и началу стадии упрочнения, приходится на частоту 2,8 МГц и отражает процесс, связанный с активацией дислокационных источников Франка-Рида.

Очень часто акустическая эмиссия имеет место и при разгрузке. На образцах из магниевого сплава установили наличие непрерывной АЭ при нагружении и разгружении. Дискретная АЭ обычно уменьшалась с увеличением максимального напряжения цикла, что согласовывалось с данными, полученными при рассмотрении эмпирической модели эффекта Баушингера. Оказалось, что большему значению эмиссии разгрузки отвечает большая деформация Баушингера. Поскольку эффект Баушингера связан с действием обратного напряжения от скоплении дислокаций у границ зерен или других препятствий, АЭ, обусловленная разгрузкой, возникает из-за обратного пластического течения, связанного с обратным движением скоплений.

Относительно низкое значение эмиссии разгрузки для алюминия и его сплавов объясняется тем, что в этих сплавах из-за низкой энергии дефектов упаковки относительно легко протекает поперечное скольжение, в результате чего в первоначальных системах скольжения после приложения нагрузки возникает малое количество дислокационных конфигураций и, следовательно, малое количество их способно двигаться в обратном направлении и обеспечивать обратную пластическую деформацию.

Изучение максимума АЭ, связанной с эффектом Баушингера при испытании поликристаллического алюминия чистотой 99,9% позволило установить, что максимум АЭ связан с аннигиляцией значительной части дислокаций в результате действия обратных напряжений. Приводятся данные исследования АЭ при растяжении гладких образцов из алюминиевого сплава 7075-Т6.

Для записи АЭ использовали датчики с частотой 100?150 кГц. Совмещенные кривые зависимостей напряжения у и скорости счета суммарной АЭ N от деформации е для алюминиевого сплава даны на  рис. 1.

Рисунок 1 -  Зависимости скорости счета АЭ N и напряжения у от деформации е при растяжении образцов из алюминиевого сплава 7075-Т6

Математическое выражение , отвечающее огибающей для зависимостей типа , по форме совпадает с известной формулой Гилмана, предложенной для описания плотности подвижных дислокаций в зависимости от величины пластической деформации .

Подобные закономерности получены еще для восьми типов алюминиевых сплавов. Указанное совпадение позволяет предположить, что N коррелирует с изменением дислокационной плотности в процессе деформации.

Данные полуколичественного анализа энергии спектра АЭ, проведенного при растяжении монокристаллов алюминия, позволили вычислить скорость движения дислокаций в процессе скольжения и среднюю величину пробега дислокации, согласующиеся с данными электронно-микроскопических исследований.

Эксперименты, проведенные на алюминиевых сплавах 2024, 5086, 6061, также показали, что источниками АЭ при наличии площадки текучести являются размножение и увеличение плотности подвижных дислокации, а на стадии прерывистого течения -- отрыв дислокаций от точек закрепления в областях с высокой концентрацией напряжений.

Параллельные исследования механической деформации методами АЭ и затухания ультразвука проводили на алюминиевых сплавах (1100Н, 6061-Т6, 2024-ТЗ, 7075-Т651). Установили, что при растяжении образцов из всех четырех алюминиевых сплавов АЭ приходится в основном на область, предшествующую микротекучести. Наблюдали, что затухание ультразвука практически одинаково на стадии деформирования до начала текучести, а затем затухание в одних случаях увеличивается, в других уменьшается. Результаты работы показали, что для исследованных сплавов механизмы деформации, вызывающие АЭ и изменение затухания ультразвука, различны.

В широком интервале частот (100 кГц ? 4 МГц) исследовали мощность и спектр АЭ при растяжении цилиндрических образцов из алюминиевых сплавов 1100, 2024 и 5056 и чистого алюминия. Образцы имели переменную длину рабочей части. Скорость деформации изменяли в интервале 0,01·10^?2 ? 1,11·10^?2 с^?1. Мощность АЭ оказалась прямо пропорциональной скорости пластической деформации, умноженной на длину рабочей части образца, а нормализованный спектр мощности АЭ при данной степени деформации практически не менялся со скоростью деформации. Обнаруженная в сплаве 5056 микроскопическая негомогенность деформации коррелировала со всплесками сигналов АЭ, частота появления которых уменьшалась, а амплитуда увеличивалась при увеличении скорости деформации.

На основе данных об источниках АЭ в алюминиевых сплавах можно назвать два основных вида источников: в результате пластической деформации (размножение дислокаций, отрыв дислокационных сегментов от точек закрепления) и в результате разрушения интерметаллидов, распределенных в матрице.

Изучали АЭ при изменении коэффициентов параболического деформационного упрочнения при нагружении цилиндрических образцов бескислородной меди. На кривой напряжение -- деформация в параболических координатах установлено наличие трех участков с последовательно возрастающей интенсивностью деформационного упрочнения. В зоне перехода от одного участка к другому наблюдалось четкое увеличение АЭ. Наблюдаемая закономерность в выделении сигналов АЭ при переходе от одного участка параболического деформационного упрочнения к другому отражает различный вклад в АЭ процессов пластической деформации и разрушения.

Следует заметить, что с помощью АЭ удалось подтвердить барьерный эффект поверхности для движения дислокаций. На латуни и алюминии проведены опыты на растяжение с постоянной скоростью возрастания нагрузки. АЭ наблюдали при нагружении, разгрузке и повторном нагруженин. Перед повторным нагруженном часть образцов подвергали электрополировке для удаления поверхностного слоя толщиной ~ 0,2 мм. После удаления поверхностного слоя АЭ восстанавливалась, таким образом подтверждена роль поверхностного слоя как барьера для движения дислокации, что приводит к увеличению плотности дислокаций у поверхности при пластической деформации. Удаление поверхностного слоя ведет к возврату механических свойств и АЭ.

Влияние исходной структуры металла на параметры акустической эмиссии

Каждый материал при данном структурном состоянии характеризуется вполне определенными акустико-эмиссионными свойствами. Это связано с влиянием структуры на закономерности АЭ. В работе В. И. Овчинникова и др. показано влияние структуры чугуна на изменение параметров АЭ, а в работе М. Mirabile была изучена закономерность изменения энергии акустических сигналов при пластической деформации низкоуглеродистой стали, содержащей 2% Mn и 3% Cr, в различном структурном состоянии (бейнит, феррит + 3% бейнита, 35% феррита + 65% бейнита).

Умеренное увеличение энергии АЭ, освобождаемой после достижения предела текучести, и низкая величина показателя упрочнения (п = 0,15), характерные для бейнитной структуры, заставляют предполагать, что активное размножение дислокаций в бейнитной структуре более ограничено, чем в ферритной. В реечной структуре ферритной стали акустическая активность отсутствует до напряжений, составляющих 0,92 от напряжения текучести.

При этих напряжениях появляются низкоэнергетические импульсы (~ 10^?11 Дж) с частотой, которая увеличивается с увеличением степени деформационного упрочнения. В интервале между пределом текучести и пределом прочности частота низкоэнергетических импульсов достигает максимума при напряжении, равном 0,9у_в.

Установлено, что максимальную нагрузку сопровождали импульсы с энергией 5·10^?10 Дж, которая не изменялась вплоть до окончательного разрушения.

Зависимость суммарного счета импульсов N от времени при напряжениях в интервале между у_0,2 и у_в указывает на изменение механизма пластической деформации. При напряжениях выше предела текучести механизм многократного поперечного скольжения преобладает над механизмом, связанным с работой источников Франка-Рида, работающим при напряжениях предела текучести. При этом плотность дислокаций становится настолько большой, что затрудняется движение и размножение дислокаций и уменьшается число сигналов АЭ.

АЭ в ферритно-бейнитной стали ограничена небольшим числом импульсов, которые однако имеют большую энергию, чем в предыдущем случае (10^?10 Дж по сравнению с 10^?11 Дж для ферритной стали). Эмиссия начинается при (у_АЭ = 19,0 кгс/мм² (у_0,2 феррита), затем при напряжении, равном у_0,2 материала (34,6 кгс/мм²), имеет место очень сильная эмиссия с большой энергией (1,5?10^?8 Дж) и большим числом импульсов. Выше у_0,2 АЭ состоит из ограниченного числа импульсов с энергией 6?10^?10 Дж и уменьшается до уровня фона при напряжении 0,9 у_0,2.

Оценка энергии, заторможенной на границе раздела гигантской дислокации, дает величину 10^?9 Дж, а экспериментально определенное значение составляет 1,5?10^?8 Дж.

Если учесть затухание энергии в среде и количество заторможенных дислокаций, то, видимо, можно найти корреляционную связь между энергией АЭ и энергией дислокации.

Умеренная АЭ при напряжениях > у_т до 0,9у_в происходит в основном благодаря деформации внутри бейнитных зерен, когда предел прочности феррита равен пределу текучести ферритно-бейнитной стали.

Таким образом, изучение АЭ в зависимости от структурного состояния стали показало, что отношение у_АЭ / у_в зависит от механизмов упрочнения и увеличивается при уменьшении отношения между напряжением трения и пределом текучести. В зависимости от механизмов упрочнения и микроструктуры максимум N, располагающийся вблизи предела текучести, может отвечать или не отвечать максимуму энергии.

Изучение АЭ при деформировании аустенитной стали 22NiMoCr37 показало, что деформирование этой стали при комнатной температуре сопровождается АЭ только при определенном структурном состоянии материала (определенном режиме термообработки). Очень четкая закономерность выделения сигналов АЭ наблюдалась в области деформаций Людерса. При температуре между 100?200°С максимум АЭ приходился на область предела текучести, а при дальнейшем увеличении деформации всплески АЭ сопровождали прерывистое течение и соответствовали падению нагрузки. При увеличении температуры от комнатной до 300°С скорость счета АЭ увеличивалась. Увеличение среднеквадратичного значения амплитуды АЭ при возрастании температуры деформирования аустенитной стали типа 304L связывали с формированием ячеистых и клубковых дислокационных структур и процессами деформационного старения.

Метод АЭ является чувствительным методом обнаружения анизотропии свойств, что было показано при исследовании анизотропии прокатки титана, титанового сплава Ti-6AI-4V, циркония, стали HSLA и сталей А533В, А508. При испытаниях на сжатие и растяжение образцов высокопрочной низколегированной стали HSLA установили отсутствие дискретной АЭ для случая вытянутых вдоль направления прокатки MnS-включений. Этот результат находится в резком контрасте с наличием дискретной АЭ высокого уровня, когда растягивающие напряжения действуют нормально к направлению прокатки. Дополнительные данные о влиянии размера зерна на АЭ были получены на сплавах цинка, меди, кадмия и титана. При растяжении образцов регистрировали суммарный счет АЭ, накопленный при достижении деформации 1 и 2%. Установили, что для меди N АЭ резко возрастает при малых деформациях, а затем быстро уменьшается, что связано с уменьшением длины свободного пробега дислокаций на стадии деформационного упрочнения. Подобные закономерности оказались характерными для материалов с малой гомологической температурой. Суммарный счет АЭ увеличивался с увеличением размеров зерен для всех исследованных материалов.

Показано, что в области малых размеров зерен и для материалов с высокими значениями гомологических температур пластическая деформация контролируется как зернограничным скольжением, так и движением дислокаций. Причем зернограничиое скольжение играет меньшую роль при увеличении размеров зерен и не дает существенного вклада в генерирование импульсов АЭ.

Для объяснения влияния на АЭ размера зерна предлагается модель движущегося источника ультразвука, динамические характеристики которого соответствуют условиям, возникающим при старте и остановке дислокаций. Использование предложенной модели позволило связать длину свободного пробега дислокаций с размером зерна и степенью пластической деформации.

На основании исследований АЭ при пластической деформации монокристаллов (алюминий, железо, медь), чистых металлов (алюминий, медь, цинк) и сплавов (304, бронза, низкоуглеродистая сталь) предложено уравнение, связывающее энергию АЭ Е с размером зерна d:

Проведен значительный объем исследований в широком интервале температур и скоростей деформирования на техническом и чистом железе с различным размером зерен (0,03?1,5мм). Полученные результаты подтвердили общие положения, содержащиеся в других работах. Увеличение N АЭ происходило при увеличении скорости деформирования, уменьшении чистоты железа, температуры испытания и величины зерна. Установленные закономерности объясняются с позиций динамики дислокаций, лежащей в основе пластического течения материалов.

АЭ при растяжении плоских образцов из бездефектного алюминия 7075-Т6 регистрировали в частотном интервале 100?300 кГц. Регистрация акустических сигналов позволила, как и в вышерассмотренных работах, выделить два характерных вида АЭ: непрерывную и дискретную, различающиеся по форме и амплитуде акустических сигналов. Причем химический состав и вид кривых напряжение -- деформация для образцов, показывающих АЭ непрерывного или дискретного типа, различались лишь в пределах, допускаемых техническими условиями на сплав 7075?Тб. Микроструктурные исследования и изучение поверхности разрушения образцов, дающих АЭ дискретного типа, показали, что АЭ возникла в результате хрупкого разрушения частиц интерметаллидов размером 20?60 мкм. Таким образом, методика регистрации АЭ может быть использована для контроля структурного состояния сплавов. АЭ, возникающая при микро или макропластической деформации, определяется объемом материала, выделяющим сигналы АЭ. Установлена прямая пропорциональность между параметрами АЭ и объемом рабочей части образца.

Акустическая эмиссия при зарождении и росте трещины

Рост микротрещин, образованных дислокационными нагромождениями, определяется величиной растягивающего напряжения. Причем трещина растет нестабильно при напряжении больше

,

где  -- модуль упругости,  -- поверхностная энергия,  -- длина трещины, до тех пор, пока не достигнет прочного барьера.

При реализации условий Гриффитса при хрупком разрушении освобождается энергия, накопленная в результате деформации. Исходя из предположения, что процесс хрупкого разрушения сопровождается выделением акустической волны большой мощности, регистрируемой датчиком АЭ, в результате достижения критической по величине деформации у вершины трещины, определили максимальную деформацию, вызываемую акустической волной, которая оказалась равной 2,4·10^?3. Деформация при разрушении образца из закаленной стали SAE 9840, вычисленная из предположения, что у вершины трещины реализуется напряжение, равно напряжению скола, составляла 5,4·10^?3, т. е. величины деформации совпадают по порядку величины. Кроме того, оценка давления, создаваемого акустическим сигналом и связанного с отражением звуковой волны от поверхности, с учетом площади этой поверхности и чувствительности датчика АЭ дала величину электрического сигнала ~ 13 В, что не противоречит экспериментальным данным. Таким образом, предварительные результаты показывают перспективность дальнейшей разработки микродинамической модели выделения АЭ при разрушении для случая нестабильности разрушения.

Границы зерен -- наиболее типичный вид барьеров, встречающихся в поликристаллических материалах. Образование многочисленных микротрещин, длина которых стремится к размеру, равному диаметру зерна, предшествует разрушению и приводит к увеличению приложенного напряжения. Каждое из этих дискретных событий подрастания микротрещии является источником АЭ.

Исследования АЭ при изучении алюминиевого сплава Д-16 и стали 45 с металлографическим анализом после нагружения до напряжений, соответствующих пределу упругости, максимуму скорости счета АЭ, пределу прочности, разрушению образца, показали, что АЭ обусловлена разрушением зерен и мала при межзеренном разрушении. Причем в стали 45 АЭ обусловлена разрушением ферритных зерен, а деформация перлитных зерен дает незначительный вклад в АЭ.

Использование модели Котрелла для случая хрупкого разрушения, сопровождающегося выделением АЭ определенной энергии при распространении хрупкой трещины в ферритно-бейнитной стали, позволило оценить энергию, соответствующую скачку трещины, и величину скачка. Расчеты проводили, исходя из предположений, что трещина зарождается путем слияния двух полос скольжения с образованием гигантской дислокации и распространяется при напряжении скола. Хорошее совпадение между расчетными данными и экспериментальными результатами оказалось возможным только в том случае, когда предполагалось, что величина скачка трещины соответствует 200 диаметрам зерен, в отличие от одного диаметра в первоначальной модели Котрелла. Однако для закаленной и отожженной мартенситной стали установлено достаточно удовлетворительное соответствие между расчетными и экспериментальными величинами.

Важную роль в подготовке разрушения при пластической деформации и в самом процессе разрушения играют частицы выделений и вторых фаз. Во многих случаях зарождение разрушения связано с разрушением самих частиц или расслаиванием по границе частица -- матрица и определяется объемной долей частиц, их распределением, размерами и формой. Источниками АЭ могут быть при этом следующие процессы и механизмы:

расслаивание включений MnS, вытянутых в плоскости, параллельной плоскости прокатки

разрушение силикатов и включений MnS

прорыв дислокациями барьеров путем разрушения включений или расслаивания

трение между поверхностями разрушившихся хрупких частиц

Отдельное место занимают карбиды. Основной вклад в АЭ вносит разрушение пластинчатых карбидов, расположенных на границах перлитных и ферритных зерен. Кроме того, относительно много сигналов АЭ выделяется от карбидов сферической формы. Причем разрушение частиц второй фазы может происходить уже при деформациях 0,25?0,5%, на самых ранних стадиях нагружения.

Изучение затухания упругих волн с одновременной регистрацией АЭ при деформировании алюминиевого сплава 7075 в двух состояниях позволило связать АЭ с разрушением хрупких интерметаллидов малых размеров.

В ряде случаев наблюдается хорошая корреляция между плотностью треснувших частиц и числом сигналов АЭ. Выделение АЭ происходит и при разрушении крупных частиц (1?20 мкм).

Существенную роль в установлении корреляционных связей между параметрами вязкости разрушения и характеристиками АЭ играют включения, разрушающиеся в области концентрации пластической деформации у вершины распространяющейся трещины.

Полагая, что трещина растет в результате самопроизвольного зарождения n пор вокруг n включений, содержащихся в пластически деформированном объеме ДV_р около вершины трещины, получили следующее выражение для энергии АЭ, освобождаемой при зарождении n пор

Расчетное значение согласуется с экспериментальными. Кроме того, из выражения (3) можно установить температурную зависимость АЭ. Поскольку значение увеличивается с ростом температуры, можно ожидать увеличения акустической активности с ростом температуры, что согласуется с экспериментом. Кроме того, наблюдается различие между двумя случаями в зарождении пор вокруг включений при тех же напряжениях. Благодаря более гомогенному пластическому течению, происходящему при высокой температуре, полоса скольжения характеризуется малым числом закрепленных дислокаций и зарождение пор при этом затруднено.

Потенциальным источником АЭ является разрушение перемычек между порами на заключительной стадии вязкого разрушения.

Известно, что при силовом воздействии алюминиевые и титановые сплавы дают значительно больший уровень АЭ, чем многие конструкционные стали и сплавы на основе железа.

Это означает, что, если в процессе испытаний регистрируются все импульсы АЭ, N должен быть пропорционален четвертой степени К, вычисленного для образца с трещиной на данный момент. Данные испытаний образцов с односторонним надрезом, отвечающих требованиям Британского стандарта на вязкость разрушения, из алюминиевого сплапа 7075-Т6 с трещинами различной длины показали справедливость соотношения (4) в виде: N = 3,80·10^?4 К⁴

Коэффициент интенсивности напряжении К связан с длиной трещины а соотношением

Следовательно, получаем пропорциональность между и . Таким образом, больший дефект (трещина) дает больший вклад в АЭ при неразрушающих испытаниях конструкций. Однако, чтобы на основании регистрации АЭ предвидеть хрупкое разрушение конструкции, необходимо знать влияние вида дефекта и вязкости разрушения материала на . Описание зависимости суммарного счета АЭ от степенной функцией

носит достаточно общий характер. Изменение показателя функции видимо связано с различной по величине зоной пластической деформации при зарождении и распространении трещины для различных материалов, а также с изменением темпа дискретных скачков трещины в процессе ее развития.

Эксперименты на стали НТ-80 для сосудов высокого давления с у_в 80 кгс/мм², испытанной при различных температурах, дали значения т = 0,43?0,95. Разброс значений m можно объяснить тем, что образцы имели надрезы различного типа (механические, азотированные, усталостные), дающие различные по величине концентрации напряжений. В тех случаях, когда условия напряженного состояния удовлетворяли состоянию плоской деформации, величина m сохранялась постоянной для концентраторов любого типа.

Дальнейшее развитие модели, предложенной в работе [60], проводилось для случая, когда толщина образцов не позволяла реализовать состояние плоской деформации и происходила заметная утяжка в области вершины трещины [149]. Исследования проводили на инструментальной стали D6(у_0,2 = 51,7 кгс/мм²), содержащей 13% Cr, в отожженном состоянии. Растяжение образцов с односторонним надрезом усталостной остроты показало наличие корреляционной связи между появлением заметной АЭ, образованием зоны утяжки и отклонением от линейности зависимостей нагрузка -- раскрытие трещины.

Определение коэффициента интенсивности напряжении К без учета и с учетом зоны пластической деформации у вершины трещины подтвердило известную точку зрения, что суммарная АЭ пропорциональна К^m, где m равно 11 и 7 для нескорректированных и скорректированных значений К. Радиус зоны пластической деформации оказался пропорционален К², а радиус зоны утяжки -- К⁵. Регистрация АЭ, возникающей при образовании и распространении трещин в термомеханически обработанных сталях [150] привела к установлению линейной зависимости между критическим коэффициентом интенсивности напряжении K_1c и суммарным счетом АЭ. Была обнаружена также линейная связь суммарного счета АЭ с величиной радиуса зоны пластической деформации при разрушении.

Проведенные исследования позволяют сделать важный вывод о том, что положения линейно-упругой механики разрушения справедливы для пластичных материалов при условии учета зоны пластической деформации у вершины трещины и введения поправки на эту зону при определении К. Кроме установления прямых соотношений между параметрами вязкости разрушения и параметрами АЭ при испытании образцов с трещиной, предпринимаются попытки установления качественных взаимосвязей при испытании гладких образцов [146]. Результаты исследований образцов продольной, поперечной и высотной ориентировки из алюминиевого сплава 2124?Т851 свидетельствуют, что АЭ, генерируемая при растяжении или сжатии, может быть использована для сравнительной оценки параметров вязкости разрушения. Так, при испытании на сжатие образцов продольной ориентировки уменьшению K_1c соответствовало увеличение квадрата пикового значения амплитуды АЭ.

На углеродистомарганцевой стали с у_в 45 кгс/мм² изучали [151] АЭ в связи с развитием пластической деформации у вершины трещины. Было установлено, что суммарный счет АЭ прямо пропорционален размеру зоны пластической деформации у вершины трещины. Это соотношение может оказаться применимым для широкого класса конструкционных сталей низкой и средней прочности.

На основании обнаруженной закономерности предложены уравнения, связывающие суммарный счет АЭ при разрушении с размером дефекта или с приложенным напряжением. Дальнейшие исследования при изменении различных факторов [152] подтвердили вывод о том, что АЭ в основном связана с расширением зоны пластической деформации у вершины трещины. При этом было показано, что АЭ чувствительна к изменению микроструктуры материала, температуре испытания, величине предварительной деформации, окислению и коррозии.

Применение известных теоретических моделей, учитывающих пластическую релаксацию напряжений около трещины [153], позволило связать раскрытие трещины с ее длиной и размером пластической зоны S соотношением

Используя выражение (7) и эмпирическую зависимость между N и S, полученную в работах [151, 152], и учитывая некоторые упрощающие допущения, получили выражение

Построение зависимости от на основании испытаний образцов с регистрацией раскрытия трещины [60] показало справедливость равенства , где показатель близок к единице и изменяется в интервале 0,34?1,3.

Аналогичная зависимость найдена и для высокопрочных сталей с добавками ниобия [248]. Следует отметить, что активность АЭ существенно падает при увеличении содержания ниобия. По сигналам АЭ легко обнаружить образование пластической зоны у вершины острой трещины, что может послужить критерием оценки появления активных трещин. Использование метода АЭ для облегчения и упрощения процедуры определения J и J_1c, характеризующих кинетику развития медленных трещин, проводится пока еще только в отдельных работах [154?158].

Проводились исследования [154] на образцах из сталей AISI 1015 и D6. Было установлено, что максимальная амплитуда сигналов от образцов с надрезами из стали AISI 1015 выше, чем от образцов без надреза, и увеличивается с увеличением деформации. Продолжительность сигналов от образцов с надрезом больше, чем от гладких образцов, а частотный спектр АЭ лежит в области более низких частот. На основании изучения АЭ от образцов из стали D6 был предложен критерий J_АЭ (J-интеграл, определенный с помощью метода АЭ). Показано, что АЭ связана с радиусом пластической зоны у вершины трещины.

Источниками акустической эмиссии в низкоуглеродистых сталях [159] могут быть: разрушение частиц MnS, развитие поперечных трещин между порами материала, возникновение трещин с раскрытием в плоскости вязкого разрушения. Наибольший вклад в АЭ дают первый и третий механизмы, а наиболее вероятным механизмом разрушения предполагается последний.

Источниками акустической эмиссии в низкоуглеродистых сталях [159] могут быть: разрушение частиц MnS, развитие поперечных трещин между порами материала, возникновение трещин с раскрытием в плоскости вязкого разрушения. Наибольший вклад в АЭ дают первый и третий механизмы, а наиболее вероятным механизмом разрушения предполагается последний.

Пропорциональность суммарного счета АЭ размеру пластической зоны у вершины трещины отмечена при изучении конструкционной низкоуглеродистой стали [156]. Причем коэффициент пропорциональности не зависит от начальной длины трещины. АЭ сравнивали с пластичностью у вершины трещины и J-интегралом. Пластическая деформация протекает неоднородно, в форме полос Людерса, появляющихся у вершины трещины и распространяющихся радиально. На более поздней стадии испытания в зоне сжатия у краев трещины образуются прямолинейные полосы Людерса. Образование новых полос Людерса вблизи вершины трещины коррелирует с резким возрастанием АЭ. Взаимосвязь между суммарным счетом АЭ и J-интегралом носит стадийный характер и отвечает закономерностям формирования и продвижения полосы Людерса.

Другой пример регистрации АЭ при определении параметров вязкости разрушения, в том числе и J_1c, получен при испытаниях компактных образцов из титанового сплава (Ti-6AI-4V) на внецентренное растяжение [155]. Регистрация раскрытия, трещины, нагрузки, скорости счета, суммарного счета АЭ позволила связать изменения параметров АЭ с кинетикой зарождения и развития разрушения. Первый скачок скорости счета суммарной АЭ оказался связан со стартом трещины, а второй скачок -- с отклонением от линейности зависимости нагрузка -- раскрытие трещины. Определение J_1c осуществлялось на основании данных регистрации АЭ и изменения коэффициента интенсивности напряжений К.

Построение зависимостей суммарного счета АЭ от К показало удовлетворительную аппроксимацию этой зависимости степенной функцией с показателями, равными 7,4 для образцов, ориентированных в направлении прокатки, и 3,0 для образцов, ориентированных поперек прокатки.

Измерение энергии акустической эмиссии Е в зависимости от величины J-интеграла для ннзкоуглеродистой стали позволило установить следующее соотношение [60]:

Для случая линейно-упругого разрушения это соотношение эквивалентно соотношению:

Изменение J_1c в зависимости от температуры при испытаниях стали А387 (2,2% Cr, 1% Мо) хорошо коррелировало с изменением величины суммарного счета АЭ [160], которая снижалась при увеличении температуры и J_1c.

Применение метода АЭ для определения момента страгивания трещины представляет интерес особенно в тех случаях, когда деформирование не сопровождается падением нагрузки на диаграмме нагрузка -- раскрытие трещины, что характерно для пластичных материалов. Возможность использования АЭ для фиксирования первого скачка отмечалась во многих работах [144, 161?164]. В работе [165] использовали растровый электронный микроскоп и регистрацию раскрытия трещины совместно с методом АЭ для выявления момента начала распространения трещины. Эксперименты проводили на образцах из хромо-молибденовой стали с острым концентратором. Зависимость нагрузка -- раскрытие трещины первоначально линейна, но затем раскрытие значительно ускоряется; соответственно возрастает до 3 раз величина суммарного счета АЭ. Фрактографический анализ показал, что резкое изменение характеристик АЭ происходит в момент начала медленного продвижения трещины и объясняется слиянием микропустот и образованием ямок на поверхности разрушения. Кроме того, фиксировался момент перехода трещины к нестабильному росту, что связывалось с изменением механизма разрушения от вязкого, отличающегося ямочным строением излома, к хрупкому, связанному с фасетками скола. При этом также резко возрастала скорость счета АЭ.

Результаты работ [65. 166] на алюминиевых и магниевых сплавах свидетельствуют, что АЭ начинается задолго до начала распространения трещины, определяемого с точностью, которую могут обеспечить оптический метод и метод проникающих красок. Однако известно, что источниками АЭ могут быть места локальных перенапряжении у вершины острого концентратора, связанные с локальной текучестью, при которой выделяются сигналы АЭ меньшей амплитуды, чем в случае дискретных скачков субмикротрещин и трещин. На основании данных амплитудного и частотного анализа гладких образцов и образцов с концентраторами сделано предположение о возможности выделения амплитудного и частотного интервалов сигналов АЭ, ответственных за пластическую деформацию и распространение трещины, что позволило бы путем дискриминации интервалов сигналов АЭ определенного уровня, устанавливаемого из эксперимента, фиксировать с заданной точностью момент страгивания трещины.

Аналогичные закономерности выделения АЭ получены на образцах из высокопрочного хрупкого титанового сплава Ti-8823 для конструкций летательных аппаратов и осей роторов вертолетов [167].

Образцы для внецентренного растяжения отвечали стандарту Е-399 ASTM для определения параметров вязкости разрушения. АЭ регистрировалась в интервале частот от 100 до 300 кГц и записывалась на видеомагнитофон. Анализ зависимости суммарного счета АЭ от характера распространения трещины показал, что с помощью метода АЭ можно фиксировать начало распространения трещины и момент достижения трещиной критической длины. Начало стабильного роста трещины на образцах, не отвечающих требованиям линейной механики разрушения для корректного определения K_1c, определяли методом АЭ для сталей 17ХГ2САФР, У8, Ст. 3 и 45 [168, 169]. Представляет интерес исследование [170] никелевохромомолибденовых сталей, термообработанных таким образом, чтобы имел место явный начальный скачок трещины, сопровождающийся падением нагрузки.

Определение энергии, выделяющейся при скачке трещины, из данных зависимости нагрузка -- смещение трещины дало результаты, хорошо согласующиеся с величинами энергии, найденной из уравнения, выведенного с учетом характеристик электронной регистрирующей аппаратуры, коэффициента затухания, условий пьезоконтакта, частоты сигналов АЭ и объясняющего эмпирическую связь между освобождающейся энергией ДU и приростом суммарного счета АЭ ДN при начальном скачке трещины:

Для стали 10ХН1М перлитного класса, имеющей гладкую кривую нагрузка -- смещение, первый скачок трещины определялся по первому резкому возрастанию мощности АЭ [163]. Представляет интерес связь параметров АЭ с микропроцессами разрушения, полученная при испытании на раскрытие трещины л_i, низкопрочной стали с добавкой марганца в интервале от ?196 до +23°С [243]. В качестве основного параметра использовалась энергия АЭ:

Ход зависимости энергии АЭ от температуры подобен характеру изменения л_i, величина Е_АЭ достигает максимума при температуре ?30°С и затем падает. На стадии субкритического роста трещины Е_АЭ ~ r_p ⁴ (r_p -- радиус зоны пластической деформации у вершины трещины). Установлено, что энергия АЭ, равная 0,01 В², соответствует зарождению трещины в 100 мкм при любой температуре. Раскрытие трещины, сопровождающееся выделением энергии АЭ в 0,01 В², связано c л_i, соотношением л_АЭ = 0,5 л_i. Основным источником АЭ в данном случае является растрескивание перлитных колоний, встречающихся на пути распространяющейся трещины, в результате увеличения степени пластической деформации у вершины магистральной трещины. Параметром, контролирующим Е_АЭ, является толщина перлитных колоний, параметр л_АЭ характеризует сопротивление стали вязкому разрушению при любой температуре. Область вязко-хрупкого перехода можно четко определить по изменению Е_АЭ. Полученные данные могут служить основой для определения температуры вязко-хрупкого перехода при гидравлических испытаниях конструкций.

Анализ дискретного характера развития субкритической трещины при различной степени стеснения пластической деформации с применением метода АЭ проведен для стали 12Х18Н10Т [171]. Выделяемый методом АЭ спектр скачков трещины совпадал с расчетным спектром критических длин трещин:

где  -- предыдущее, а  -- последующее критическое значение длин трещин, при достижении которых скачкообразно возникает зона пластической деформации, Д -- универсальная постоянная, равная 0,11 для железа и его сплавов, m -- параметр, изменяющийся по закону геометрической прогрессии (m = 2, 4, 8, 16 и т. д.) и характеризующий степень стеснения пластической деформации в вершине трещины.

Теоретические предпосылки к регистрации АЭ от распространяющейся трещины даны в ряде работ [172, 173]. Рассматривался случай развития хрупкой трещины нормального отрыва в тонкой пластине прямоугольной формы. Решение проводилось на основе волновых уравнений механики сплошных сред. Кроме того, были использованы данные численного решения задачи для мгновенно образовавшегося разрыва постоянной длины в случае сдвига и антиплоского сдвига. В результате были получены кинематические характеристики пространственной и временной форм поверхности разрыва в связи с рассмотрением трещины как излучателя упругих волн [173]. Уравнение, связывающее длину мгновенно образовавшейся (либо время скачка движущейся) трещины нормального отрыва и характерные точки временного спектра излучения, позволит более корректно перейти к построению методик регистрации АЭ от трещин и интерпретации полученных результатов.

Предложена [174] модель распространения трещины с учетом изменения вида вероятностной кривой энергетической плотности в зависимости от протяженности скачка трещины и с учетом приближении линейной механики разрушения относительно величины энергии, освобождающейся при образовании трещины определенной длины. Использовано явление выделения части накопленной упругой энергии деформации в виде АЭ для изучения кинетики распространения трещины. Установлено, что на стадии медленного роста средняя энергия АЭ сохраняла постоянное значение. На стадии критического роста и катастрофического роста средняя энергия АЭ резко возрастала. Анализ экспериментальных данных по вязкости разрушения подтвердил полученные закономерности.

Модель, учитывающая диссипацию упругой энергии по образовании трещины путем расклинивания тела жестким симметричным клином [175], может быть использована при описании квазивязкого разрушения.

Представляют интерес исследования изменения формы сигналов АЭ в зависимости от характера разрушения монокристаллов цинка в присутствии ртути [176]. Изменение формы сигналов АЭ при действии поверхностно-активных веществ указывает не только на зарождение микротрещин в материале, но и на процесс их развития.

Явление резкого возрастания излучения АЭ в момент начала нестабильного роста трещины позволило предложить сравнительно простую методику для определения этого момента [177]. Сделана попытка построения феноменологической модели АЭ при докритическом росте трещины в условиях статической нагрузки [178]. Использование современной кинетической концепции прочности, основанной на термоактивированном процессе разрыва связей, позволило установить соотношение между скоростью счета АЭ и длиной трещины. Правильность полученного соотношения подтверждается лишь косвенно тем, что скорость счета АЭ зависит от температуры.

Изучение АЭ хрупкого вскрытия при скоростях распространения трещины ~ 1620 м/с для стекла и 2350 м/с для стали ШХ15 [179, 180] позволило установить связь между ветвлением трещины и АЭ. Было показано, что актам ветвления соответствует высокочастотная компонента АЭ из острых импульсов 0,2?1 мкс для стекла и 0,5?2 мкс для стали.

Возбуждение высокочастотных гармоник в спектре АЭ при высокоскоростном разрушении отмечено и в работе В. М. Финкеля и др.[181].

Продолжение исследований [182] на модельных материалах (эпоксидной смоле, целлулоиде, полиметилакрилате) позволило выявить качественную зависимость между временем до разрушения и исходными напряжениями и установить связь между скоростью движения трещины, фрактографическими особенностями излома и характером АЭ. Одним из первых исследований, посвященных отысканию связи между амплитудой АЭ и приростом площади трещины, была работа D. Jaffrey [60]. Регистрация АЭ проводилась в процессе испытаний образцов с центральным и боковым надрезами из высокопрочных стали D6aC, алюминиевого сплава 7075 и сплава Ti-6AI-4V. При усталости АЭ связывали с приростом трещины, а при других видах испытаний -- с данными по раскрытию трещины, пересчитанными на прирост. Зависимости суммы амплитуд АЭ, измеренной в единицах ускорения А за цикл, от прироста трещины за цикл носили линейный характер для исследуемых материалов. Кроме того, была установлена удовлетворительная пропорциональность между приростом площади трещины ДS и А²:

Отмечено, что эта зависимость может носить универсальный характер, так как данные относятся к материалам с различными модулями упругости, уровнями прочности (526?162 кгс/мм²) и вязкости разрушения (213?853 кгс/мм²), макроструктурными особенностями распространения трещины при различных видах напряженного состояния (от плоскодеформированного до плосконапряженного), механизмами разрушения трещины, включая вязкое (ямочное) разрушение, квазискол и межзеренное разрушение.

Так как АЭ связана с дискретными актами скачкообразного роста субмикротрещин и макротрещин, амплитуда и длительность сигналов АЭ будет сильно меняться при изменении механизмов разрушения [183?185]. Например, при переходе от разрушения коалесценцией микропор к разрушению сколом будет сильно меняться не только уровень АЭ, но и амплитудное распределение. Сколу будет отвечать распределение, характеризуемое значительным увеличением импульсов АЭ большей амплитуды. Для некоторых сталей установлено соотношение [60]

где -- константа материала, значение которой обычно равно 2?44 мм².

На то, что формирование микротрещин может быть источником АЭ, указывал еще A. S. Tetelman [183]. Модель, учитывающая формирование микротрещин в хрупких сталях путем накапливания дислокаций у порогов, была предложена позднее [60]. Исходя из полученных результатов для относительно хрупких малоупрочняющихся сталей установлено соотношение:

связывающее и величину приложенного напряжения (  -- минимальное напряжение, при котором регистрируется АЭ). Однако приведенный механизм не является единственным источником АЭ. Существенный вклад вносит, как уже отмечалось разрушение включений и др. В ряде случаев при образовании микротрещин у вершины субкритическом трещины обнаруживается качественное соответствие между плотностью микротрещин и интенсивностью АЭ [60].

Исследование АЭ при испытании на трещиностойкость проведено на образцах из AI-Cu-Mg-сплава в состоянии после прокатки и старения, бывших в эксплуатации в течение 10 лет [186]. Анализ гистограммы распределения энергии АЭ и изменения скорости протекания событий АЭ в сочетании с фрактографичсскими исследованиями позволили установить, что АЭ в частотном интервале 2?20 кГц, обусловлена скачком трещины. Установлена линейная зависимость между приращением площади ступенчато растущей трещины и суммарной энергией АЭ. Методом АЭ выявлено, что низкотемпературное старение при 80?90°С в течение 10 лет существенно увеличивает хрупкость материала.

Генерация АЭ зависит от температуры испытания и содержания углерода [187, 188]. Изменение содержания углерода приводит к изменению размеров перлитных колоний, дающих существенный вклад в АЭ [187]. Изменение температуры испытаний в интервале от ?196 до +60°С меняет характер разрушения и его фрактографнческие признаки. Установлено, что суммарный счет АЭ уменьшается при увеличении содержания углерода, а энергия АЭ уменьшается с возрастанием температуры. Найдено соответствие вида разрушения и структуры материала характеристикам АЭ.