В процессе пластической деформации пластичных металлических материалов наблюдается постепенное накопление и взаимодействие дефектов кристаллической решетки (вакансий, междоузельных атомов, дислокаций и дисклинаций, двойников, границ блоков и зерен и т.п.). Вследствие этого, на определенной стадии деформации в материале зарождаются сначала субмикротрещины, затем микротрещины, которые, достигнув критического размера, приводят к необратимой повреждаемости материала, развитие которой в конечном итоге приводит к катастрофическому разрушению.

Выявление степени критической повреждаемости в ответственных металлических конструкциях является в настоящее время одним из важнейших направлений в науке о прочности материалов. Особенно это важно для металлических конструкционных материалов, работающих в условиях циклических нагрузок, поскольку критический размер дефекта в этом случае чрезвычайно мал, а высокая частота нагружения может привести к быстрому его развитию и разрушению материала. В условиях циклического деформирования зарождение микротрещин чаще всего происходит при напряжениях ниже статического предела текучести за счет интенсивных процессов микропластической деформации на протяжении многих циклов нагружения в отдельных наиболее благоприятно ориентированных зернах поликристаллических материалов [3, 19, 36].

Обнаружение микротрещин (или других опасных дефектов) определенного размера связано с возможностью методов неразрушающего контроля (НК). Применение таких методов НК, таких как акустико-эмиссионная (АЭ) диагностика и кинетической твердости, открывает новые возможности в создании измерительных средств НК, позволяющих получить количественные характеристики структурного состояния и остаточного ресурса работы металлических конструкций [3−18]. Принципиально новый уровень в исследованиях и контроле структурного состояния металлических материалов открывается при объединении методов кинетической твердости и акустико-эмиссионной диагностики в единую систему неразрушающего контроля с одновременной регистрацией комплекса акустико-эмиссионных и механических характеристик материала в процессе вдавливания шарового индентора. В настоящей работе с использованием этих методов исследовали процессы пластической деформации и разрушения при статическом и циклическом деформировании конструкционных сталей.

В качестве исследуемого материала были выбраны конструкционные стали 19Г (0,16−0,22 С, 0,20−0,40 Si, 0,7−1,00 Мn, ≤0,30 Cr, ≤0,30 Сu и ≤0,30 Ni, вес. %) и 20Х13 (0,23С, 0,45Мn, 0,27Si, 0,013Р, 0,008S, 12,8Сr, 0,18Ni, 0,1Cu, в %) и Сu ≤0,30 . Сталь 19Г используется для изготовления труб для магистральных трубопроводов, а сталь 20Х13 широко применяется в ответственных конструкциях (в частности, из нее изготавливаются лопатки турбин энергетических установок).

Образцы из стали 19Г вырезались из готовых труб диаметром диаметром 720 мм и толщиной 10 мм. Размер рабочей части плоских образцов: длина 50 мм, ширина 10 мм и толщина 10 мм. Были получены следующие механические свойства: σ_в=505 МПа; σ_0,2=379 МПа; δ=30,1%. Сталь имела ферритно-перлитную структуру с наличием вытянутых строчечных включений сульфида марганца (рис. 10, б)

Плоские образцы из стали 20Х13 с размером рабочей части 50х10х4 мм после механической обработки и шлифовки образцы отжигались при температуре 720°С в течение 30 минут. Затем образцы охлаждались на воздухе вне печи. Перед испытаниями рабочая часть образцов подвергалась электрополировке с целью устранения поверхностной шероховатости и механического наклепа. Удалялся поверхностный слой глубиной 200 мкм. Электрополировка проводилась в электролите содержащем 65% фосфорной кислоты, 15% серной кислоты, 6% хромового ангидрида и 14% воды при плотности тока 80−100 А/см². Для исследования структуры поверхность металла подвергали химическому травлению в реактиве Виллела (10 мл азотной кислоты, 20 мл соляной кислоты, 20 мл глицерина, 10 мл перекиси водорода). Исходные образцы имели следующие механические свойства: σ_в=532 МПа; σ_0,2=300 МПа; δ=23%.

На рис. 25 представлена структура стали 20Х13. Видна структура грубого бейнита с частицами цементита. Отдельные участки структуры отличаются по контрасту, что, по-видимому, определяется ликвацией легирующих элементов. Видны также карбиды различной величины. Дополнительное травление реактивом Мураками позволило выявить распределение карбидов в виде сетки, преимущественно в области границ зерен.

рис. 25.  Структура стали 20Х13. Увеличение — х500

Часть образцов испытывали на статическое растяжение с одновременной регистрацией АЭ на машине INSTRON, обладающей низким уровнем механических шумов, при скорости растяжения ε = 1,6·10⁻⁴с⁻¹. Испытания на усталость в условиях гармонического циклического растяжения (R=0,1) с частотой 20 Гц проводились на сервогидравлической машине ШЕНК-PSB-100 на базе 107 циклов. Для регистрации АЭ применялся монитор СДС1008, являющийся акустико-эмиссионной диагностической системой нового поколения, обеспечивающий регистрацию комплекса амплитудных, энергетических и спектральных характеристик сигналов АЭ.

Другая часть образцов исследовалась с использованием метода кинетической твердости с одновременной записью акустико-эмиссионных характеристик. Разработанная Всероссийским научно–исследовательским институтом по эксплуатации атомных электростанций (ВНИИАЭС) методика кинетической твердости и комплекс приборных средств описаны в инструкции «Определение механических свойств металла оборудования атомных электростанций безобразцовым методами по характеристикам твердости» (РД ЭО 0027−94), которая согласована с Госатомнадзором России и утверждена Концерном Росэнергоатом. Акустико–эмиссионная аппаратура была представлена фирмой ЗАО «Специальные диагностические системы». Схема упруго–пластического деформирования вдавливанием шарового индентора с регистрацией акустической эмиссии представлена на рис. 26.

рис. 26.  Схема упруго–пластического деформирования шарового индентора с регистрацией акустической эмиссии

В приведенной схеме испытаний преобразователь АЭ устанавливается на поверхности образца на расстоянии 20−35 мм от индентора. Акустический контакт преобразователя АЭ (ПАЭ) с образцом создается с помощью специальной смазки, обеспечивающей согласование волновых сопротивлений стального образца и ПАЭ. Упруго-пластическое деформирование вдавливанием шарового индентора диаметром 15 мм осуществлялось со скоростью 15 мкм/сек. При достижении максимальной нагрузки (450 кГ) производилась выдержка в течение 3 секунд и разгрузка со скоростью 6 мкм/сек. В процессе вдавливания шарового индентора осуществлялась регистрация комплекса акустико-эмиссионных характеристик.

На рис. 27, для примера, представлена диаграмма изменения интенсивности и суммарного числа сигналов АЭ от времени (степени деформации), совмещенная с диаграммой напряжение — деформация при одноосном растяжении образца из стали 19Г в исходном структурном состоянии. Похожая диаграмма была получена и на образцах из стали 20Х13.

рис. 27.  Диаграммы изменения интенсивности сигналов и суммарного числа импульсов АЭ в зависимости от времени деформирования (степени деформирования) при статическом растяжении образца из стали 19Г в исходном структурном состоянии

Изменение параметров АЭ коррелирует с основными стадиями деформации на диаграмме растяжения. В работе [19] предложено процесс пластической деформации до образования шейки в поликристаллических металлических металлах при статическом растяжении рассматривать состоящим из следующих стадий: микротекучести (макроупругая область, где соблюдается закон Гука), текучести (деформация Людерса-Чернова) и деформационного упрочнения. В случае отсутствия площадки текучести макроупругая область сразу переходит в стадию деформационного упрочнения.

Первый максимум интенсивности АЭ регистрируется в области микротекучести (ниже предела текучести), а второй с наивысшим пиком интенсивности в районе предела текучести, при этом в спектре сигналов АЭ преобладают высокочастотные компоненты (выше 400 кГц, рис. 28) [3, 6].

рис. 28.  Распределение спектральной плотности мощности S сигналов АЭ в зависимости от частоты сигналов при деформации в области предела текучести при статическом растяжении образца из стали 19Г в исходном структурном состоянии

Уже давно известно, что в железе, углеродистых и низколегированных сталях АЭ часто резко возрастает, начиная с напряжений меньших предела текучести [30−32]. Для отожженного железа этот максимум наступает примерно при напряжении 0,7 σ_т [30]. Также известно [19, 32, 33, 36], что в макроупругой области у этих материалов наблюдается преимущественное пластическое течение поверхностных слоев металла.

Ряд исследований по изучению поведения деформации поверхностных слоев в области микротекучести был выполнен с использованием методов рентгеноструктурного анализ. Так, в работах [33, 34] было показано, что на зависимостях «деформация решетки — приложенное напряжение» при определенном напряжении, меньшем макроскопического предела текучести, у углеродистых сталей отмечается резкое изменение деформации кристаллической решетки, которая характеризуется параметром m* (рис. 29) с образованием «зуба» на этой кривой [33]. Если образец разгрузить, то возникает остаточная деформация решетки.

рис. 29.  Изменение параметра m* с ростом напряжения в образце из углеродистой стали с 0,61%С

В работах [19, 36] высказано предположение, что такое внезапное изменение параметров кристаллической решетки в области микротекучести в поверхностном слое углеродистых сталей может быть связано с мгновенным прохождением фронта Людерса-Чернова в поверхностных зернах поликристалла. Анализ также показал [19, 36], что движение и размножение дислокаций в этом случае преимущественно происходит в области границ зерен, а эксперименты по стравливанию поверхностного слоя показали, что этот эффект связан с более ранним пластическим деформированием поверхностных слоев металла. В работе [32] было показано, что у сталей 20 и 09ГСФ максимум акустической активности приходится на область квазиупругих деформаций и что, по мнению авторов этой работы, он связан с поверхностными эффектами. Более детально вопрос об особенностях микропластической деформации в макроупругой области у углеродистых сталей c учетом поверхностных эффектов рассмотрен в работах [19, 36].

Таким образом, с учетом выше рассмотренных соображений, первый пик акустической эмиссии на стадии микротекучести можно связать с коллективным движением и размножением дислокаций в области границ зерен преимущественно поверхностного слоя, а также выходом их на поверхность. Зарождение новых дислокаций в основном происходит на границах зерен и микроконцентраторов напряжений непосредственно на поверхности металла. В работе [30] считают, что единичный импульс акустической эмиссии в области микротекучести может произойти при одновременном прорыве примерно 4·10⁵ дислокаций. Пики акустической эмиссии при прохождении деформации Людерса-Чернова на площадке текучести связаны с процессами прорыва дислокационной лавины во всем объеме металла на линии фронта текучести. При этом основными факторами также являются процессы выхода дислокаций на поверхность и преимущественное увеличение плотности дислокаций у границ зерен.

Для стадии деформационного упрочнения, наиболее интересной с точки зрения изменения структуры металла, характерна АЭ с преобладанием мощных дискретных импульсов. На этой стадии происходит значительное увеличение плотности дислокаций с выходом дислокационных скоплений на границы зерен и когерентные границы фазовых включений, формированием дислокационной ячеистой структуры с критической плотностью дислокаций и образованием субмикротрещин. И.А. Одинг и Ю.П. Либеров [35] показали, что уже на стадии деформационного упрочнения существует критическое напряжение, при котором на поверхности металлов зарождаются субмикротрещины длиной порядка 1−5 мкм. Для железа это критическое напряжение при комнатной температуре соответствует пластической деформации 7−9%. Выше этого уровня перечисленные процессы сопровождаются процессами АЭ значительной амплитуды и энергии. В распределении спектральной плотности мощности АЭ на стадии деформационного упрочнения выделяются два максимума [3]: первый в диапазоне 100−350 кГц, а второй — в диапазоне 350−800 кГц, при этом спектр простирается до 1 мГц (рис. 30).

рис. 30.  Распределение спектральной плотности мощности S сигналов АЭ в зависимости от частоты на стадии деформационного упрочнения при статическом растяжении образца из стали 19Г в исходном структурном состоянии

Высокочастотный максимум спектральной плотности мощности АЭ (350−800 кГц) связан с релаксацией упругой энергии посредством увеличения плотности подвижных дислокаций, а низкочастотный (100−350 кГц) — с релаксацией упругой энергии при выходе дислокационных скоплений на межзеренные или межфазные границы, а также в момент образования микротрещин. Увеличение плотности дислокаций приводит к сокращению длины свободного пробега и плотности подвижных дислокаций (уменьшается амплитуда и энергия сигналов АЭ), а сокращение активно деформируемого объема обусловливает постепенное снижение уровня АЭ, который достигает своего минимума в момент локализации деформации (образования шейки).

Связь между стадийностью процессов пластической деформации (упрочнением металла и его деградации) и характеристиками АЭ также была изучена с использованием метода кинетической твердости [13−15]. В этом случае деформация производилась на специальном приборе ВНИИАЭС путем вдавливания шарика диаметром 10 мм из твердого сплава и одновременной регистрацией замером сигналов АЭ.

На рис. 22 представлены диаграммы изменения интенсивности сигналов, суммарного числа импульсов АЭ и нагрузки на инденторе в зависимости от времени при упругопластическом деформировании исходных образцов из сталей 19Г и 20Х13. При данном методе индентор вдавливается в металл до определенной нагрузки, которая соответствует структурному состоянию материала в конце стадии деформационного упрочнения (на рис. 31,а максимальная нагрузка составляла 445 кгс). Затем после небольшой выдержки (см. на рис. 31 — площадки на кривых нагрузка Р) нагрузка с индентора снимается. Таким образом, анализировать сигналы АЭ есть смысл только до начала выдержки под максимальной нагрузкой.

Эксперименты с деформированием методом кинетической твердости показали, что характеристики АЭ, полученные при вдавливании индентора, хорошо коррелируют с аналогичными характеристиками, полученными при испытании образцов на статическое растяжение (ср. рис. 27 и рис. 31).

рис. 31.  Зависимость интенсивности сигналов (1) и суммарного числа импульсов акустической эмиссии (2) от нагрузки Р (3) и длительности упругопластического деформирования вдавливанием шарового индентора образцов из стали 19Г после 15·10⁴ (а) и 50·10⁴ циклов предварительного нагружения (б) при циклической нагрузке 350 МПа.

Акустическая эмиссия на начальной стадии внедрения индентора (до 10 сек нагружения) обусловлена процессами микро– и макротекучести материала и имеет характеристики идентичные параметрам АЭ регистрируемой в районе предела текучести при статическом растяжении. Как и при статическом растяжении, первый пик сигналов АЭ наблюдается в области микротекучести (достигая интенсивности сигналов , рис. 31, а), а вторые пики — по достижении предела текучести ( при нагрузке 155 кгс, рис. 31, а). Затем следует постепенное снижение интенсивности сигналов АЭ на стадии деформационного упрочнения. Во время выдержки при постоянной нагрузке уровень АЭ снижается до уровня шума. Разгрузка сопровождается акустической эмиссией обусловленной релаксацией напряжения в продеформированном материале.

Таким образом, характер изменения параметров АЭ (интенсивность, энергетические и спектральные характеристики) образцов в исходном структурном состоянии при деформировании вдавливанием шарового индентора полностью коррелирует с характером и основными закономерностями АЭ зарегистрированными в процессе деформирования при статическом растяжении образцов. Отличается лишь общий уровень АЭ. При деформировании вдавливанием шарового индентора как общее число сигналов АЭ, так и суммарная энергия акустического излучения значительно ниже, чем при статическом растяжении образцов, поскольку деформируемый объем материала под индентором значительно меньше объема рабочей части образца при статическом растяжении.