Наблюдение АЭ позволяет обнаружить ранние стадии трещинообразования, предшествующие разрушению. Поэтому значительные усилия исследователей направлены на установление количественных и качественных связей между параметрами АЭ и характером развития трещин в образцах материалов и конструкциях. Процессы трещинообразования тесно связаны с механизмами пластической деформации материалов, поэтому изучению АЭ при деформировании материалов уделено преобладающее внимание исследователей (см., например, [49]).
АЭ при деформировании наблюдали для разнообразных материалов: металлов (моно- и поликристаллических), сплавов, керамик, графитов, композитных материалов и др. Однако, несмотря на значительное количество экспериментальных результатов, систематизация и интерпретация полученных данных недостаточны, что в значительной степени обусловлено многообразием механизмов и явлений, порождающих АЭ при деформировании.
Наиболее существенно различие между деформированием с преобладанием механизмов пластического течения и деформированием, приводящим к хрупко-пластическому разрушению. Последнее характерно для образцов и деталей, содержащих концентраторы напряжений. Между развитым пластическим течением и хрупким разрушением существует широкая область промежуточных состояний с различными вкладами того пли иного механизма деформирования.
Один из источников непрерывной АЭ при деформировании — зернограничное скольжение. Другой «шумный» процесс — двойникование, как известно, заключающееся в повороте на некоторый угол части кристаллической решетки относительно остального объема кристалла. Двойннкование — наиболее легко определяемый, хотя и не единственный источник АЭ при пластическом деформировании. Это делает АЭ перспективной при исследовании таких важных реакторных металлов с ограниченными системами скольжения, как уран и бериллий.
В нелегированном уране независимо от способа термообработки как при сжатии, так и при растяжении наблюдали сильную АЭ с уровнем, превышавшим в 20 раз уровень АЭ при деформировании сплава алюминия 7075 в тех же условиях. Значительная АЭ возникала при очень малых напряжениях в области макроскопически упругих деформаций. В области начала пластического течения наблюдали максимум уровня АЭ. Различия АЭ при деформировании вдоль и поперек направления прокатки оказались незначительными [130].
Термообработка и вид деформации существенно влияли на активность АЭ, которая имела более высокий уровень с большим разбросом его от образца к образцу при растяжении. Максимальный уровень АЭ был выше и лучше воспроизводился для отожженных образцов, причем в атом случае он наблюдался при меньших пластических деформациях.
Существенный вклад в АЭ при пластическом деформировании материалов вносит динамика дислокаций, хотя основная часть энергии, связанной с ней, превращается в тепло при взаимодействии дислокаций с термическими фононами. Согласно оценкам, на излучение упругих воли расходуется около 1% энергии пластической деформации, обусловленной дислокационными механизмами. Энергия, выделяемая при отдельном акте рождения, перемещения или исчезновения дислокации, настолько мала, что не может быть зарегистрирована АЭ-аппаратурой. Однако коллективные процессы, когда в одной и той же стадии развития находятся тысячи дислокаций, могут дать когерентные упругие волны, сумма которых и воспринимается как отдельный акт АЭ.
Если проследить отдельные стадии жизни дислокации, то можно установить следующие источники дислокационной АЭ.
- Размножение дислокаций. Периодическое возбуждение источников Франка — Рида приводит к генерации упругих волн. Это естественно, поскольку возникновение каждой новой дислокационной петли есть элементарный скачкообразный пластический сдвиг с изменением упругого поля дислокация. Возникновение АЭ по механизму Франка — Рида подтверждает установленный факт, что скорость счета АЭ пропорциональна обратной величине среднего значения длин источников Франка — Рида.
- Отрыв дислокаций и их скоплений от точек закрепления.
- Движение дислокаций. В процессе движения дислокаций возможны различные механизмы излучения упругой энергии. При скольжении дислокация периодически преодолевает потенциальные барьеры, связанные с отдельными атомными плоскостями (барьеры Пайерлса). После преодоления барьера дислокация ускоряется полем внешних напряжений, излучая упругие волны.
- Взаимодействие дислокаций с препятствиями. При торможении дислокации препятствиями (примесными атомами, другими дислокациями, границами зерен и т. п.) происходит резкая перестройки упругого поля дислокации, в результате чего поле как бы отрывается от нее и распространяется в среде. По аналогии с излучением электромагнитной энергии замедляющейся заряженной частицей такое акустическое излучение иногда называют переходным.
- Гибель дислокаций. К исчезновению дислокаций приводят аннигиляция двух дислокаций противоположного знака при их взаимодействии и выход дислокации на поверхность кристалла. Исчезновение упругого поля дислокации при этих процессах порождает упругую волну.
Во всех рассмотренных механизмах участвуют только движущиеся дислокации, наличие неподвижных дислокаций нс проявляет себя, по крайней мерс в явном виде.
Прямое доказательство существования дислокационного механизма АЭ —ее возникновение при пластическом деформировании монокристаллов. Оценки степени деформации, возникающей при единичном акте скольжения, дают 10-11, в то время как деформация, приходящаяся на один регистрируемый импульс АЭ, составляет 10-7—10-6. Таким образом , в событии, создающем один регистрируемый АЭ-импульс, участвует 104— 105 дислокаций, энергия отдельного события— 10-14—10-15 Дж. Подобные соотношения характерны для механизмов лавинного тина, когда в одновременное кооперированное движение вовлекается большое число дислокаций. Достоверность полученных оценок недостаточна из-за неполного описания условий экспериментов, характеристик примененной аппаратуры, методики регистрации и обработки результатов измерений.
Более корректными представляются измерения, в которых наряду со скоростью счета определяется уровень непрерывной АЭ, что позволяет уменьшить неопределенность результатов, обусловленную произвольным выбором уровня дискриминации сигналов. В частности, отмечено, что зависимость уровня АЭ при изменении скорости деформации меняется более плавно, чем скорость счета, имеющая максимум, который тем уже, чем выше уровень дискриминации.
С учетом сказанного можно следующим образом определить закономерности проявления АЭ при пластическом деформировании. Характер АЭ зависит от вида движения дислокаций. Если движение дислокаций однородно и непрерывно в объеме исследуемого материала, то большое количество малых импульсов создает непрерывную АЭ. При пространственной или временной неоднородности деформации появляются вспышки большой амплитуды. Общепринято мнение, что появлению АЭ-сигналов с большой амплитудой способствуют высокая скорость деформирования, гетерогенность материала, склонность его к хрупкому разрушению и деформации двойникованием, кристаллографическая структура с ограниченным числом систем скольжения (тетрагональная, кубическая гексагональная), крупнозернистая структура образца. Напротив, непрерывная АЭ с малым уровнем возникает в гомогенных мелкозернистых материалах при малой скорости деформирования сдвигом, что присуще, в частности, материалам с изотропной кристаллической структурой. Изменение условий деформирования (температуры, приложенных напряжений, среды) приводит к изменению соотношения между активностями двух видов АЭ.
Для непрерывной АЭ характерно проявление эффекта Кайзера, заключающегося в отсутствии АЭ при повторном нагружении объекта до ранее достигнутых напряжений. Практически АЭ при повторном нагружении начинает проявляться несколько раньше, чем достигается первоначальный уровень напряжений, а полностью восстанавливается несколько позже достижения этого уровня. Отжиг образца после первичного деформирования нарушает эффект Кайзера, с возрастанием степени отжига увеличивается степень восстановления характеристик АЭ-сигналов. При полном отжиге АЭ восстанавливается до первоначального уровня.
Эффект Кайзера не наблюдается при возникновения трещин, так как в этом случае средняя по объему образца деформация нс характеризует деформацию отдельных его областей из-за наличия концентраторов напряжений и активации трещин. При повторном нагружении деформация вблизи вершин трещин может превзойти ранее достигнутую, что приведет к появлению АЭ.
При первичном нагружении материала наблюдается изменение активности АЭ. характеризующееся диаграммами, представленными на рис. 6.4. Диаграммы соответствуют различному характеру и разным механизмам пластического деформирования.
Диаграмму 1 связывают обычно с ростом числа подвижных дислокаций на начальной стадии пластического деформирования. При последовательном увеличении напряжения (и деформации) сначала активируется большое число дислокационных сегментов малой длины. Затем увеличивается характерная длина сегментов и их распределение становится таким, что упругая энергия, излучаемая освобождающимися дислокациями, достигает максимума. Дальнейший рост деформации приводит к уменьшению длины сегментов из-за их многочисленности и соответствующему уменьшению амплитуды возникающих АЗ-сигналов. Предпринимались попытки количественного описания связи активности АЭ с плотностью подвижных дислокации, не получившие подтверждения в общем случае.
Диаграмма 2 характеризует АЭ, наблюдаемую при развитии деформации по механизму Чернова — Людерса, сопровождающейся скачкообразным движением дислокационных скоплений, которое обусловлено их торможением у препятствий с последующим отрывом, при этом в материале возникают полосы скольжения (полосы Людерса), а на диаграмме деформирования появляются характерные зубцы (аффект Портевена —Ле-Шателье). Появление на диаграмме 3 пика (зуба текучести) сопровождается пиком скорости счете АЭ. Несколько меньшим пиком характеризуется выход из площадки текучести (в момент появления обратного зуба текучести). Диаграмма 4 может наблюдаться при отрыве дислокаций от точек закрепления различного типа. Сначала, при малых напряжениях, происходит отрыв от слабых точек закрепления, затем от более сильных. Подобные диаграммы можно получить, например, для облученных кристаллов, в которых дислокации закрепляются как на вакансиях, так и на межузельных атомах. Сходный вид имеют и диаграммы в случае, когда пластическая деформация сопровождается трещинообразованием.
Оценка достоверности результатов определения плотности вероятности АЭ в целом затруднительна из-за отсутствующего в большинстве случаев полного описания условий измерений. Часто авторы не отделяют непрерывную АЭ от дискретной, тогда как функции, отображающие то, что называют распределением амплитуд, имеют, как уже указывалось, различный физический смысл для двух видов АЭ. Не указывается (зачастую не определяется) истинная полоса пропускания, зависящая не только от обычно указываемой полосы пропускания усилителя, но и от режима работы преобразователей, в основном и определяющих эту полосу. Ни с чем не соотносятся уровень дискриминации, вследствие чего трудно судить о возможном виде распределения малых амплитуд. Наконец, часто даже не указывают, какой режим счета сигналов—додетекторный или последетекторный осуществляется. Об этом можно догадаться далеко не всегда. Между тем указанные режимы и параметры в определяющей степени влияют на интерпретацию данных.
В большинстве случаев распределение амплитуд импульсов дискретной АЭ при пластическом деформировании описывают степенной зависимостью N(U)~U-b, причем b обычно находится в интервале 0,4—2 и чаще всего имеет значение, близкое к единице. Предложена также более универсальная формула N(U) ~U-ехр(—mU), позволяющая описать часто наблюдаемое экспоненциальное распределение амплитуд импульсов.
Для непрерывной АЭ число превышений заданного уровня V описывается гауссовским законом при широкополосной регистрации и рэлеевским — при узкополосной, как этого и следует ожидать в соответствии с рапсе изложенным. Отклонения от этих закономерностей, как правило, свидетельствуют о существовании нескольких механизмов деформации.
Например, амплитудный анализ убеждает, что при скольжении преобладают компоненты эмиссии с малой амплитудой. Если деформации осуществляется как скольжением, так и двойникованием, то амплитудное распределение характеризуется наличием двух пиков, каждый из которых соответствует своему механизму деформации. Таким образом, анализ амплитудного распределения позволяет оценить соотношение между энергиями, необходимыми для скольжения и двойникования.
Форма сигналов и их спектральный состав являются предметом интенсивных исследований, однако ввиду серьезных экспериментальных трудностей достоверность полученных результатов невысока. Как показано выше, форма сигналов меняется уже на небольших расстояниях от места их возникновения, при их распространении уменьшается доля высокочастотных составляющих, вносят искажения преобразователи и электронные схемы. Кроме того, наблюдение отдельных АЭ-сигналов возможно только при их достаточной амплитуде, соответствующей множеству кооперированных элементарных событий.
Теоретические исследования и некоторые экспериментальные результаты позволяют сделать заключение о возможности существования сигналов двух типов (рис. 6.5). Один из них соответствует процессам типа отрыва дислокаций от точек закрепления, когда отрыв происходит сравнительно быстро, что приводит к почти скачкообразному изменению поля упругих напряжений, ослабевающему по мере движения дислокации. Сигналы такого типа иногда называют релаксационными [81]. Сигналы второго типа (акселерационные) соответствуют, например, выходу дислокации на поверхность кристалла, когда по мере приближения дислокации к поверхности искажения упругого поля, вызываемого их взаимодействием, увеличиваются, причем скорость движения дислокации нарастает, а при выходе дислокации на поверхность и ее исчезновении упругое поле меняется за малое время, соответствующее времени гибели дислокации. Подобные представления позволяют ожидать, что спектр АЭ-сигналов , соответствующих дислокационным механизмам АЭ, простирается до частот порядка с/а (α≈3·10-10 м —параметр решетки кристалла; с≈5-103 м/с — скорость звука), т. е. примерно до 1013 Гц. Практического значения, однако, столь высокочастотные составляющие не имеют ввиду невозможности их регистрации обычными методами.
Более достоверны измерения различий спектральных характеристик АЭ при изменении условий деформирования, когда факторы, искажающие результаты измерений, присутствуют практически в равной степени во всех экспериментах. Например, при деформировании монокристаллов меди установлено возрастание доли высокочастотных (350 кГц) составляющих по сравнению с более низкочастотными (70 кГц) по мере развития деформации. Это связывают с уменьшением длины перемещения дислокаций по мере развития деформации, что эквивалентно уменьшению кажущегося размера источника излучения и соответствующему смешению спектра в область более высоких частот. Однако правильность оценок длительности акта излучения (—2 икс в начале пластического деформирования и 0,5 мкс в конце) вызывает сомнении по изложенным выше причинам. Вместе с тем измерения, проведенные на конструкционных материалах, в частности стали для корпусов реакторов, указывают на смещение спектра АЭ в область более низких частот по мере развития пластической деформации.
Влияние внешних условий на АЭ при пластическом деформировании аналогично влиянию, какое проявляется при регистрации диаграммы деформирования; если изменение внешних условий приводит к повышению предела текучести, появлению площадки или зуба текучести, деформационному упрочнению, развитию текстуры, то можно ожидать увеличения скорости счета АЭ. Например, при исследовании образцов необлученной и облученной корпусной реакторной стали типа А302В отмечено увеличение общего числа импульсов N для облученного металла (флюенс 1,2· 1019 нейтр/см2, Е> 1 МэВ, температура облучения 560 К). Обнаружено увеличение N с ростом температуры как для облученных, так и для необлученных образцов.
Изменение скорости счета АЭ с температурой может служить основой использования АЭ-метода для оценки энергии активации движения примесных атомов Q. Достаточно провести сравнение двух экспериментальных кривых при разных температурах, чтобы оценить значение Q. Этот вывод можно распространить и на исследования АЭ-методом других процессов: если Аэ связана с термоактивируемым процессом, скорость которого зависит от температуры по закону Аррениуса, характеристики АЭ при различных температурах также должны подчиняться этому закону, что можно использовать для определения энергии активации соответствующих процессов.
Приведенные результаты относятся к случаю активного деформирования материалов, когда скорость деформации задается испытательно» машиной. АЭ возникает и при поддержании па постоянном уровне напряжения или деформации. Первый случай соответствует ползучести материала, второй — релаксации напряжений.
АЭ наблюдается на всех стадиях ползучести, как при сжатии, так и при растяжении. Отмечается внешнее сходство зависимостей суммарной АЭ и деформации ползучести от времени. С определенной степенью точности можно принять, что активность АЭ пропорциональна скорости деформации ползучести, а общее число импульсов — суммарной деформации. Скорость счета АЭ при постоянной нагрузке уменьшается до постоянного уровня, который достигается, когда скорость ползучести принимает установившееся значение.
На первой стадии ползучести наблюдается как непрерывная, так и дискретная эмиссия; вторая стадия характеризуется только непрерывной.
Сходство кривых N(t) и e (t) установлено и в случае высокотемпературной ползучести [93. 1121 при сжатии образцов из диоксида урана (температура 1625 К; напряжение 4· 102 Н/м). Кривые ведут себя сходным образом и при некотором выборе масштабов совпадают на стадии установившейся ползучести. Стадии ползучести выявляются и на кривой суммарной эмиссии. По появлению импульсов большой амплитуды можно констатировать наступление третьей стадии ползучести и прогнозировать разрушение образца.
Замечено, что во многих материалах наблюдаемая АЭ постепенно ослабевает после снятия нагрузки. Эта «разгрузочная», или релаксационная, эмиссия обычно более чем на порядок слабее, чем при нагрузке, она наблюдается в случае деформировании. если материал проявляет себя как упругий. Время релаксации различно для разных материалов и составляет при высоких напряжениях от 2 мин для низко- и среднелегированных сталей до десятков минут для некоторых магниевых сплавов. Показано. что число импульсов АЭ после снятия нагрузки в отожженных образцах рида металлов коррелирует со скоростью деформации Баушингера. Это явление связывают с освобождением дислокационных скоплений (образовавшихся и закрепленных при начальном деформировании), вызванным снятием нагрузки.
Релаксационная эмиссия воспроизводима: повторение циклов нагружения и разгрузки в области упругой деформации приводит к одной и той же АЭ. Релаксационную эмиссию можно использовать для регистрации структурной нестабильности материала и оценки остаточных напряжений.
АЭ в процессе нагружении материалов позволяет обнаружить ранние стадии трещинообразования, предшествующие хрупкому разрушению конструкций.
Поэтому значительные усилия исследователей направлены на установление количественных и качественных связей между параметрами АЭ и характером развития микротрещин в образцах материалов и элементах конструкций.
На основании экспериментальных результатов предложены разные зависимости, характеризующие связь параметров АЭ и характеристик трещин с динамикой их роста. Однако подавляющая часть этих зависимостей лишь в той или иной степени описывает частные результаты. Наиболее универсальна,
по-видимому, связь между общим числом импульсов АЭ и коэффициентом концентрации напряжений К, определяемая соотношением
(6.14)
где N — константа, зависящая от материала и чувствительности регистрирующей аппаратуры. Показатель степени т по теоретическим оценкам должен равняться четырем, однако наилучшее соответствие формулы (6.14) экспериментальным данным наблюдается при m=4:2. Для идентичных условий экспериментов статистический разброс их результатов относительно зависимости (6.14), константы в которой определяются по данным большого числа экспериментов, невелик. Однако установлено, что показатель степени m зависит от приложенного напряжения. За длину трещины при расчете коэффициента концентрации напряжений следует принимать величину t=l0+r0, где l — длина исходной трещины (надреза), а r—радиус пластической зоны, вычисляемый по формуле
(6.15)
(σ — предел пропорциональности).
Считают, что основная доля АЭ-сигналов при деформировании материалов с трещиной возникает в пластической зоне у вершины трещины и их количество пропорционально объему этой зоны. Наиболее вероятно возникновение сигналов на границе между областями упругой и пластической деформации.
Установлено, что амплитуда АЭ-сигналов при деформировании надрезанных образцов из нержавеющих и малоуглеродистых сталей на два порядка меньше, чем из углеродистых, что затрудняет применение АЭ-метода для эксплуатационного контроля корпусов ядерных реакторов и трубопроводов первого контура АЭС.
АЭ при нагружении хрупких материалов. Специфика проявления АЭ при нагружении хрупких материалов определяется особенностями их деформирования. Керамика при комнатной температуре не проявляет пластичности, однако внутренние концентраторы создают уровень напряжений, превышающий предел прочности и приводящий к появлению микротрещин и упругих волн. Например, показано, что основной источник АЭ при нагружении фарфора — микроразрушение частиц кварца.
Вместе с тем деформация образцов монокристаллов со специально подготовленными поверхностями (что позволило наблюдать значительную пластическую деформацию) приводит к АЭ, похожей на ту, которая наблюдается при пластическом деформировании металлов. Сходство проявляется в амплитудном распределении, спектральной плотности и характере изменения скорости счета АЭ-сигналов при увеличении деформации.
Отсутствие АЭ при нагружении однородной керамики установлено при нагружении стеклокерамики, мелкозернистого однофазного оксида алюминия, цирконата-титаната свинца, нитрида кремния, за исключением, может быть, очень короткого периода времени, непосредственно предшествовавшего разрушению. В том же нитриде кремния наличие второй силикатной фазы приводило к возникновению АЭ в процессе нагружения. Поликристаллический оксид алюминия со средним размером зерна 25 мкм при деформировании проявлял значительную акустическую активность уже при напряжениях, меньших половины условного предела разрушения. Увеличение размеров зерен приводит к возрастанию активности АЭ, что вызвано межзеренным растрескиванием в зонах, удаленных от магистральной трещины.
Наличие пористости, пустот, усадочных раковин также способствует возникновению АЭ при нагружении керамики уже на начальной стадии с нарушением эффекта Кайзера, что свидетельствует о росте дефектов при нагружении.
При нагружении графита характер АЭ определяется его структурой. В анизотропном графите звуковые эффекты наблюдаются при напряжениях, значительно меньших разрушающих (58). При комнатной температуре эмиссию пористого графита наблюдали только на образцах, которые предположительно имели внутренние дефекты; эти образцы разрушались при существенно меньших напряжениях, чем большинство образцов.
В плотном графите интенсивная АЭ начинает проявляться при максимальном напряжении, составляющем 0,6—0,7 среднего разрушающего. В образцах, напряжение разрушения которых на 15—20% ниже среднего, эмиссия начинается при напряжениях, составляющих 20—30% среднего разрушающего.
При повышении температуры испытания до некоторого предела общий характер акустических явлений, сопровождающих процесс статического и динамического нагружения, остается неизменным. В пористом графите при температуре выше 1300— 1400 К и в плотном при температуре выше 1800—1900 К характер АЭ меняется.
Рис. 6.6. Характерный вид зависимости активности АЭ от относительного количества циклов нагружения (сглаженная кривая)
Перед статическим разрушением пористого графита возникают сигналы. И для пористого, и для плотного графита лавинообразному нарастанию интенсивности АЭ перед разрушением предшествует период, в течение которого наблюдается стабильная непрерывная АЭ. Можно предположить, что в этот период проявляются пластические свойства материала. Непрерывная АЭ начинается при нагрузках, составляющих 25—40% разрушающих, и деформациях, равных 8—15% деформации при разрушении. Соответствующие значения для начала дискретной АЭ находятся в пределах 50—70% для нагрузки и 25—35% для деформации.
АЭ при циклическом деформировании. При циклическом нагружении пластичных материалов с большими амплитудами, обусловливающем малоцикловую усталость, уже на ранних стадиях появляются полосы скольжения, характер АЭ аналогичен наблюдаемому при статическом деформировании. Происходит постепенное упрочнение материала, сопровождающееся образованием и развитием трещин. Поэтому характер проявления АЭ частично сходен с наблюдаемым при статическом деформировании с последующим трещинообразованием. Последнее подавляет эффект Кайзера, степень подавления может служить мерой усталостного повреждения. Установлено, что основная часть АЭ-сигналов от образцов с дефектами возникает при прохождении динамической составляющей напряжения через нуль. Считают, что это связано с взаимным трением берегов трещин. При небольших напряжениях в цикле разрушение может отсутствовать, а эффект Кайзера проявляться в полной мере.
В ходе исследований при различных температурах как однофазных, так и многофазных материалов удалось установить некоторые общие закономерности проявления АЭ при циклическом нагружении хрупких керамических материалов [38]. Характерная кривая активности АЭ в зависимости от текущего числа циклов с момента начала испытания nт, отнесенного к числу циклов до разрушения np, представлена на рис. 6.6. Ее особенность — наличие нескольких максимумов (пиков) N до возникновения монотонного роста АЭ, связанного с доламыванием образца.
Чем долговечнее образец, тем больше может быть максимумов. Как правило, максимумы отмечаются в первой половине испытания, перед окончательным разрушением образца наблюдается длительный период, когда АЭ проявляется слабо. Πο-видимому, этот период соответствует инкубационному периоду образования магистральной трещины, приводящей к доламыванию образца.
Наличие максимумов скорости счета АЭ свидетельствует о возникновении и исчерпании в ходе испытаний ее источников или механизмов. Следовательно, чем больше их число, тем устойчивее образец к циклическим нагрузкам. Объяснить этот факт можно предположив, что источниками АЭ являются неоднородности материала (структурные, фазовые и др.). Являясь концентратором напряжений, неоднородность приводит к зарождению микротрещины; ее распространение на начальной стадии может затормозиться порами, включениями и другими препятствиями, на которых происходит перераспределение напряжений. Концентрация напряжений может теперь оказаться большей в другом месте, у другой неоднородности материала, которая ранее себя не проявляла.
Подобная «разрядка» концентраторов может происходить последовательно несколько раз, сдерживая образование магистральной трещины и увеличивая долговечность образца. Высокая скорость счета АЭ в начале испытаний связывается с уже имеющимися в образце дефектами. Развитие трещин, а следовательно, и АЭ при циклическом нагружении не зависят от первопричин дефектов, т. е. появились ли они в процессе предыдущих циклов или же при транспортировке, изготовлении, закреплении в установке и т. д. Это дает основание учитывать большое начальное значение как еще один пик АЭ, который однако, частично исчерпал себя еще до начала испытаний за счет того, что дефектность, обусловившая его, не связана с циклическим нагружением.
По виду этого пика можно судить о том, в какой степени дефектность развилась до начала испытаний и в какой — при циклическом нагружении. Количественно описать степень проявления дефектности образца в начале испытаний можно на основе следующих представлений. Экстраполируем кривую N (nт/nр) в область отрицательных значений аргумента (штриховой участок кривой на рис. 6.6). Получившийся начальный пик частично расположен в области nт/nр<0. Отношение плошали пика при nт/nр≥0 к его полной площади примем мерой проявления дефектности образца в процессе испытаний. В соответствии с этим будем считать, что повышенная активность АЭ в начале испытаний выражается «неполным» пиком, которому при интерпретации результатов циклических испытаний следует приписать дробное значение, меньшее единицы.
Рис. 6.7. Зависимость количества пиков активности АЭ от долговечности: а — электрофарфор (300 К); б — карбид циркония (1000 К)
Например, при подсчете числа пиков на рис. 6.6 к двум «полным» пикам следует добавить 0,6 пика в начале испытаний и принять общее число пиков т=2,6.
Несмотря на формализм данных рассуждений, введение понятия неполного пика позволяет получить количественную связь между долговечностью и числом максимумов активности АЭ, определенных рассмотренным способом. Подсчитав количество пиков и сопоставив его с долговечностью образцов, получили близкую к логарифмической связь между долговечностью и количеством пиков (рис. 6.7).
Обычные диаграммы усталости np=f(σмаx) не являются столь же четко выраженными зависимостями, как представленные выше кривые N=f(nт/nР). Отсюда следует, что активность АЭ характеризует, как и можно было ожидать, процесс разрушения конкретного образца, а не условия его испытании.
Циклическое нагружение анизотропного графита реакторной чистоты сжатием до постепенно возраставшего уровня напряжений показало, что в каждом цикле АЭ возникает только после превышения максимального напряжения, достигнутого в предыдущем цикле. Эмиссия в изотропном плотном графите либо очень мала, либо вообще не наблюдается до напряжений, близких к разрушающим. В этом отношении плотный графит сходен с однородной керамикой. Обнаружена достаточно сильная линейная корреляция (коэффициент корреляции 0,9) между логарифмом числа циклов до разрушения и напряжением, при котором возникает АЭ в случае статического нагружения. Это дает возможность прогнозировать поведение материала при усталостных нагрузках посредством более простых и менее трудоемких статических испытаний.
При циклическом нагружении плотного графита усталостному разрушению образца предшествует период проявления дискретной АЭ, причем число импульсов эмиссии N связано с числом циклов n нагружения зависимостью
в которой n — константы. Указанная зависимость по форме близка к уравнению, связывающему длину усталостной трещины и число циклов с момента ее появления:
где bt — константа; l — начальная длина трещины. Сходство двух последних соотношений указывает на взаимосвязь роста числа зарегистрированных АЭ-импульсов с развитием усталост· ной трещины. Время до появления АЭ составляет от 15 до 50% общего времени до усталостного разрушения.
При высокотемпературных циклических испытаниях проявление пластической деформации можно было наблюдать в виде флуктуирующего сигнала малой амплитуды между вспышками, связанными с ростом трещин. Наблюдения за характером проявления АЭ при циклических испытаниях образцов различных хрупких материалов (электрофарфора различных марок, карбидов ниобия и циркония, обычного и органического стекла) с надрезом и без надреза свидетельствуют о возможности прогнозирования остаточного ресурса испытываемых образцов по АЭ-сигналам (39).
Отмеченные закономерности позволяют предложить методику оценки остаточного ресурса образцов или изделий из хрупких материалов по АЭ-сигналам. Задав необходимый размах напряжений или деформаций, подвергают образец или изделие циклическому нагружению и регистрируют скорость счета АЭ. При монотонном возрастании N с начала испытаний изделие следует браковать, возможно, не прекращая испытаний с целью получения дополнительной информации при разрушении (определение числа циклов до разрушения, фрактографический анализ и т. д.). Возникновение АЭ с уменьшающейся скоростью счета следует считать признаком годности изделия. Наконец, если при достижении половины требуемого количества циклов нагружения на диаграмме скорости счета не проявились указанные признаки, то можно утверждать, что при данном размахе нагрузок или деформаций в цикле изделие выдержит требуемое количество циклов нагружения.
Движение стенок магнитных доменов в ферромагнитных материалах приводит к возникновению АЭ, названной магнитомеханической АЭ (МАЭ). Первоначально она была изучена в никеле и железе, причем была установлена ее зависимость οт приложенных напряжений.
При увеличении содержания углерода (вплоть до 0,8%) в стали МАЭ обнаруживается только при все более возрастающих значениях амплитуды напряженности переменного магнитного поля. При наложении достаточно сильного поля максимальная активность МАЭ наблюдается при содержании 0,2% углерода. Под воздействием механических напряжений уровень МАЭ уменьшается, а ее максимум имеет место для стали с содержанием углерода 0,45%. Для углеродистых сталей МАЭ максимальна в отсутствие механических напряжений. Однако в никеле и стали А5Э313 МАЭ может несколько возрастать при наложении небольших механических напряжений, убывая при больших. Установлено, что отношение уровней сигналов на частотах 175 и 500 кГц может служить мерой приложенных напряжений. Пластическая деформация подавляет МАЭ.
Предполагаемый источник МАЭ —движение 90-градусных стенок доменов. Практические применения МАЭ связаны с контролем сварки, состояния трубопроводов, корпусов, что обусловлено возникновением МАЭ при низких частотах намагничивания, когда глубина проникновения магнитного поля велика. На частоте 60 Гц в магнитных сталях могут быть обнаружены сигналы, возникающие на глубине 10 мм. Известно о применении МАЭ для контроля микроструктуры и остаточных напряжений в артиллерийских стволах и других объектах военной техники
