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 °C 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 А533 В, 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.