Акустико-эмиссионное оборудованиеАкустико-эмиссионное оборудование
Акустико-эмиссионный метод.

5. 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 [140]. 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 [141], 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 [107]. 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 и 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 [107].

Важную роль в подготовке разрушения при пластической деформации и в самом процессе разрушения играют частицы выделений и вторых фаз [59, 142−145]. 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 [93] позволило связать АЭ с разрушением хрупких интерметаллидов малых размеров.

В ряде случаев [59] наблюдается хорошая корреляция между плотностью треснувших частиц и числом сигналов АЭ. Выделение АЭ происходит [136] 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 ΔVр около вершины трещины, получили следующее выражение для энергии АЭ, освобождаемой при зарождении n пор [107]

Формула 3.

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 [59, 147].

Известно [60, 66, 70, 71], что при силовом воздействии алюминиевые и титановые сплавы дают значительно больший уровень АЭ, чем многие конструкционные стали и сплавы на основе железа. В обзоре [60] приводятся данные по связи между суммарным счетом АЭ N и коэффициентом интенсивности напряжении К. С учетом того, что скорость счета АЭ N достигает максимального значения при напряжениях, близких к пределу текучести [66], предполагается, что N пропорциональна скорости увеличения объема пластически деформированного материала, что на основе соотношения линейной механики разрушения, связывающего размер зоны пластической деформации у вершины трещины с К, дает:

Формула 4.

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

Формула 5.

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

Формула 6.

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 σв 80 кгс/мм2 , испытанной при различных температурах [148], 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(σ0,2 = 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 Кm, 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 K1c 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 K1c соответствовало увеличение квадрата пикового значения амплитуды АЭ.

На углеродистомарганцевой стали с σв 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

Формула 7.

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

Формула 8.

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 J1c, 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 JАЭ (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 J1c, 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 J1c 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]:

Формула 9.

Для случая линейно-упругого разрушения это соотношение эквивалентно соотношению:

Формула 10.

Изменение J1c 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 J1c.

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 K1c, 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 ΔU и приростом суммарного счета АЭ ΔN при начальном скачке трещины:

Формула 11.

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 λi, низкопрочной стали с добавкой марганца в интервале от −196 до +23°С [243]. В качестве основного параметра использовалась энергия АЭ:

Формула 12.

Ход зависимости энергии АЭ от температуры подобен характеру изменения λi, величина ЕАЭ достигает максимума при температуре −30°С и затем падает. На стадии субкритического роста трещины ЕАЭ ~ rp 4 (rp — 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 λi, соотношением λАЭ = 0,5 λi. 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 ЕАЭ, является толщина перлитных колоний, параметр λАЭ характеризует сопротивление стали вязкому разрушению при любой температуре. Область вязко-хрупкого перехода можно четко определить по изменению ЕАЭ. 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:

Формула 13.

где  — предыдущее, а  — последующее критическое значение длин трещин, при достижении которых скачкообразно возникает зона пластической деформации, Δ — 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 ΔS и А2:

Формула 14.

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]

Формула 15.

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:

Формула 16.

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.

Основы применения АЭ для обнаружения трещин под плакировкой даны на примере исследования реакторной стали 22NiMoCr37 [244]. Показана возможность оценки величины трещин, времени их появления, а также применимость АЭ для определения механизмов образования трещин при испытаниях на длительную прочность.