Каждый материал при данном структурном состоянии характеризуется вполне определенными акустико-эмиссионными свойствами [106, 107, 120]. Это связано с влиянием структуры на закономерности АЭ. В работе В. И. Овчинникова и др. [106] показано влияние структуры чугуна на изменение параметров АЭ, а в работе М. Mirabile [107] 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 0,9σ_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 σ_0,2 и σ_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 (σ_АЭ = 19,0 кгс/мм² (σ_0,2 феррита), затем при напряжении, равном σ_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 σ_0,2 АЭ состоит из ограниченного числа импульсов с энергией 6−10⁻¹⁰ Дж и уменьшается до уровня фона при напряжении 0,9 σ_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 > σ_т до 0,9σ_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 σ_АЭ / σ_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 [108], 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 [109] 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 [110], циркония [111], стали HSLA [84] и сталей А533В, А508 [112]. 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 [113]. 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 [114] 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 [115]:

Формула 2.

Проведен [116] 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 [83]. 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 [117, 118]. Установлена [117] прямая пропорциональность между параметрами АЭ и объемом рабочей части образца.