Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Процессы развития разрушения в титановых сплавах 8
1.1. Классификация титановых сплавов по уровню прочности 8
1.2. Механические свойства титана и его сплавов 9
1.3. Механизмы зарождения, распространения и торможения трещин в титановых сплавах 10
1.4. Вязкость разрушения титана 18
1.5. Влияние примесей на трещиностойкость титановых сплавов .21
1.6. Анизотропия вязкости разрушения титана 23
1.7. Влияние структуры на трещиностойкость титана.. 23
1.8. Основные выводы 25
Глава 2. Акустическая эмиссия (АЭ) в практике испытания металлов 26
2.1. Основные положения метода акустической эмиссии 26
2.2. Основные информативные параметры метода АЭ 28
2.3. Акустическая эмиссия при пластической деформации 29
2.4. Использование метода АЭ при исследовании вязкости разрушения 32
2.4.1. Использование метода АЭ для определения момента страгивания трещины 36
2.4.2. Использование метода АЭ для определения величины скачка трещины 38
2.5. Основные выводы 40
Глава 3. Экспериментальная установка для исследования материалов на вязкость разрушения с использованием метода АЭ 41
3.1. Универсальная базовая установка ИМАШ 20-75 41
3.1.1. Основные параметры и конструкция установки 41
3.1.2. Устройство для измерения нагрузки и перемещения активных захватов 45
3.2. Адаптация установки ИМАШ 20-75 для проведения испытаний на внецентренное растяжение 45
3.2.1. Доработка системы нагружения и записи диаграммы нагружения 46
3.2.2. Акустический усилитель 46
3.2.3. Изготовление образцов оригинальной геометрии 50
3.2.4. Доработка системы наблюдения макроструктуры образца 53
3.3. Программный комплекс АКЕМ 53
3.4. Проведения экспериментов 55
3.5. Вспомогательные лабораторные исследования 56
3.6. Основные выводы.. 58
Глава 4. Методика идентификации трещин при испытании материалов на трещиностойкость 59
4.1. Стандартный метод определения коэффициента интенсивности напряжений (КИН) 59
4.2. Общие сведения о процессе разрушения при внецентренном растяжении (ВР) 64
4.2.1. Трещина с позиций акустической эмиссии 65
4.2.2. Практическая реализация метода определения момента страгивания трещин 71
4.2.3. Функция для расчета КИН 72
4.3. Тарировочные эксперименты 76
4.4. Последовательность определения КИН с использованием метода АЭ 79
4.5. Основные выводы 80
Глава 5. Экспериментальная часть 81
5.1. Исследование влияния термической обработки сплавов ВТ20 и ОТ4 на КИН 82
5.2. Исследование влияния текстуры деформации сплавов ВТ20 и ОТ4 на КИН 94
5.3. Исследование влияния толщины листа образца из сплава ВТ20 на КИН 98
5.4. Исследование влияния вида механической обработки образца из сплава ВТ20 на КИН 101
5.5. Исследование влияния сварного шва сплава ВТ20на КИН 103
5.6. Основные выводы 105
5.7. Выводы по диссертационной работе 108
Библиографический список ПО
- Механизмы зарождения, распространения и торможения трещин в титановых сплавах
- Использование метода АЭ при исследовании вязкости разрушения
- Изготовление образцов оригинальной геометрии
- Стандартный метод определения коэффициента интенсивности напряжений (КИН)
Введение к работе
Современная промышленность предъявляет жесткие требования к качеству деталей и узлов ответственного назначения. Выбор материалов для подобных конструкций невозможен без количественной и качественной оценки характеристик последних как с точки зрения технологических, так и прочностных аспектов. К числу относительно новых материалов можно отнести титановые сплавы, которые успешно используются авиационной промышленностью ввиду комплекса полезных свойств, таких как малая плотность, относительно высокая удельная прочность, устойчивость к агрессивным средам и тому подобное. Среди всех титановых сплавов доминирующее положение занимают псевдо а-титановые сплавы, к группе которых относятся сплавы ВТ20 и ОТ4. Высокая технологичность, хорошая свариваемость всеми видами сварки, нечувствительность к термической упрочняющей обработке делает эту группу сплавов незаменимой при производстве летательных аппаратов.
По данным различных авторов привычные характеристики предельной прочности для титановых сплавов слабо коррелируют с характеристиками трещиностойкости. Так если анизотропия предела прочности образцов в зависимости от текстуры деформации составляет 5-10 %, то вязкость разрушения (коэффициент интенсивности напряжений {КИН}) может отличаться на 50-100% при прочих равных условиях. Подобное обстоятельство определяет актуальность исследования сплавов ВТ20 и ОТ4 на вязкость разрушения.
Известно, что на КИН в равной степени существенно влияет текстура деформации, структура конкретного испытуемого образца, условия испытаний и многие другие факторы. При этом видно, что необходимым является получение экспериментальных данных по вязкости разрушения в совокупности материала и реального полуфабриката, при комплексе воздействующих на его структуру факторов. К. структурным факторам в данной работе отнесены термическая и механическая обработки. Одним из удобных способов определения КИН является способ внецентренного растяжения образцов с трещиной. КИН определяется при соблюдении условий корректности на образцах определенной геометрии с использованием известных технических и методических средств. Поэтому исследование образцов нестандартной геометрии, вырезанных из реального листового полуфабриката и обладающих конкретными структурными особенностями, становится затруднительно по причине несоответствия условиям корректности и методической погрешности стандартных методов.
В практике неразрушающего контроля используется множество методов, к которым относятся акустические, оптические, рентгеноструктурные, тепловые и многие другие. Все подобные методы неразрушающего контроля на сегодняшний день активно применяются, однако следует отметить, что наряду со всеми известными достоинствами последних им присущ один серьезный недостаток - невозможность или трудоемкость анализа кинетики процессов трещинообразования, происходящих в материалах при нагружении. Данного недостатка, пожалуй лишен один из немногих методов, который сравнительно недавно стал применятся в практическом материаловедении - это метод акустической эмиссии (АЭ), который является разновидностью акустических методов неразрушающего контроля. Из сказанного следует, что использование метода АЭ в данной работе наиболее оправдано в отношении изучения процессов трещинообразования в материалах. Информация, полученная с помощью метода АЭ, используется для определения момента страгивания трещины (МСТ), как важного этапа при расчете КИН.
Использование внецентренного растяжения (ВР) образцов с трещиной в совокупности с методом АЭ применительно к конкретным нестандартным образцам позволяет определять КИН, при соответствующем оригинальном техническом и методическом подходах/
Механизмы зарождения, распространения и торможения трещин в титановых сплавах
Разрушение по механизму порообразования может быть одной из причин высокого сопротивления некоторых титановых сплавов замедленному разрушению, так как округлые дефекты менее опасны, чем острые трещины [22].
Микротрещины на границах раздела. Границы раздела влияют на характер разрушения титана. Они могут регулировать длину скольжения, т.е. путь свободного пробега дислокаций, а следовательно и мощность дислокационных скоплений. Выделяющиеся по границам зерен частицы хрупких фаз (ТіН2, ТіС, Ті2А1) [5, 6, 7] действуют как центры зарождения трещин, способствуя образованию внутрикристаллитных трещин в соседних зернах, либо хрупкому разрушению по границам зерен. Механическое повреждение по границам раздела в титане и его сплавах может возникать [22]: 1) при проскальзывании зерен или внутризеренных блоков с определенной структурой одного относительно другого; 2) при отделении двух соседних зерен или внутризеренных блоков с определенной структурой вследствие нарушения когезивности (расслоение); 3) при слиянии зернограничных дислокаций в голове скопления. Подробно эти дефекты описаны в [14, 24]. Процесс разрушения металлов в общем случае складывается из зарождения микротрещин и последующего их развития. Распространение микротрещин в титане и его сплавах может происходить по следующим механизмам [14, 22]: а) скол; б) разрушение по границам раздела; в) ямочный разрыв; г) разрушение по субструктурным границам; 4) скольжение и вытягивание. Скол. В общем случае представляет собой процесс расщепления кристалла вдоль определенных атомных плоскостей под влиянием растягивающих напряжений, действующих в направлении, перпендикулярном поверхности разрушения. В ряде случаев скол в титане и его сплавах (за исключением хладноломкости р-сплавов) представляет собой очаг разрушения, после возникновения которого, разрушение распространяется по другим механизмам. Скол является ведущим механизмом, определяющим трещиностойкость и характер разрушения титана в макромасштабе в таких практически важных случаях, как усталость, коррозия под напряжением, замедленное разрушение, коррозионная усталость, трещиностойкость и водородная хрупкость. Разрушение по границам раздела. Для титановых сплавов имеет смысл различать процессы межзеренного отрыва и межкристаллитного разъединения. Межкристаллитный отрыв в титане характеризуется очень низкой энергией разрушения, поэтому его необходимо отличать от межкристаллитного или межфазного разъединения, которое может сопровождаться поглощением большого количества энергии. Межкристаллитный отрыв обусловлен межзеренным охрупчиванием в результате выделения хрупких фаз или пленок по границам зерен, образования сегрегации примесей, снижающих поверхностную энергию, а также из-за адсорбционных эффектов при контакте с жидкими металлами или агрессивной средой. Межзеренные изломы образуются при условии снижения когезии титана по границам зерен до значений меньше когезии в плоскости скола или в плоскости скольжения, когда поверхностная энергия границ зерен будет меньше энергии плоскостей скола. Ямочный разрыв. Вязкий излом имеет специфическое строение и состоит из «чашечек» различных размеров, возникших в результате разрастания небольших смежных пустот до тех пор, пока материал между ними не подвергнется пластическому течению и разрыву. Этот вид разрушения принято называть слиянием микропустот. Механизм этого явления при вязком разрушении титана играет главенствующую роль. Квазискол. Поверхность разрушения титановых сплавов в большинстве случаев сложная. Анализ строения таких поверхностей часто не позволяет однозначно сказать, в результате какого из микромеханизмов разрушения он сформировался. Если в строении излома есть элементы хрупкого разрушения, то его называют квазисколом. В титановых сплавах процесс разрушения по механизму квазискола сопровождается значительными энергетическими затратами. Скольжение. Этот механизм разрушения, проявляющийся в условиях сверхпластичности, представляет собой самый пластичный, самый вязкий вид разрушения титановых сплавов. При разрушении скольжением происходит непрерывный сдвиг по плоскостям легкого скольжения. Разрушение в этом случае наступает не вследствие накопления или развития повреждений, а в результате изменения геометрии образца в очаге деформации. Способность к торможению трещин в титановых сплавах является одним из важнейших свойств последних. По В.М. Финкелю [22], наиболее вероятными направлениями решения этой проблемы для титановых сплавов могут являться: а) затупление вершины трещины вследствие релаксации напряжений; б) создание регулярных препятствий в потенциальном направлении развития трещины; в) торможение трещин в результате ветвления и вторичного растрескивания; г) управляемое изменение траектории трещины; Релаксация напряжений перед острой трещиной вызывает увеличение радиуса ее вершины и приводит к резкому падению концентрации напряжений, в результате чего возрастает живучесть конструкции. Создать сплавы высокой релаксационной способности можно с помощью рационального легирования и микролегирования [5, 6, 7, 8, 10, 11 и др.]. Легирование определяет механизм пластической деформации титана, упорядочивает ее протекание и процессы перераспределения деформации при непрерывном нагружении, В целях увеличения способности металла сопротивляться образованию трещин легирование должно обеспечивать: 1) сохранение или увеличение деформационной способности матрицы сплава без разрушения; 2) равномерность и однородность деформации по всему объему металла. В чистом титане, когда пластическая деформация осуществляется скольжением и двойникованием, процессы предразрушения - характеризуются резко выраженной локализацией деформации. Очаги этой локальной деформации закрепляются и не перераспределяются с ростом общей деформации.
Использование метода АЭ при исследовании вязкости разрушения
Акустическая эмиссия (АЭ) - это процесс излучения ультразвуковых волн напряжений материалами, вызванный локальной динамической перестройкой внутренней структуры материала [32, 37, 38, 40]. В процессе АЭ образуются ультразвуковые волны высоких частот и рабочий диапазон частот осцилляции АЭ обычно составляет 0.2...2 МГц. При изучении сигналов АЭ рассматривают [38] динамические процессы в двух масштабных уровнях микроскопическом и макроскопическом. В первом случае анализируют первичные источники АЭ, обусловленные образованием, перемещением и аннигиляцией единичных дефектов кристаллической решетки. На макроскопическом уровне изучают
процессы излучения упругих волн при пластической деформации и разрушении объектов, когда источником излучения являются крупные неоднородности в материале нагружаемого объекта. Исторически в акустике принято условно различать сигналы АЭ двух типов [40, 71, 76]. К первому типу относят так называемую взрывную- или дискретную эмиссию. Этот тип излучения характеризуется волнами напряжений большой амплитуды, которая может меняться в очень широком интервале и достигать нескольких вольт на преобразователе. Ранее было предложено считать вторым типом излучения так называемую непрерывную АЭ, характеризующуюся малой амплитудой (порядка нескольких микровольт), меняющейся в узких пределах. Такой вид излучения выглядит в виде шума, немного превышающего уровень шумов электронной регистрирующей аппаратуры. С появлением более совершенного акустического оборудования было выяснено, что такой сигнал, обладая большой скоростью счета, может «переваливать» за уровень дискриминации аппаратуры. Поэтому как такового непрерывного сигнала АЭ не существует.
Основными процессами, которые t сопровождаются интенсивным излучением импульсов АЭ, являются [38, 71]: 1) скольжение - процесс необратимого формоизменения металлов и сплавов, обусловленный движением дислокаций; 2) двойникование - процесс поворота узлов решетки одной части кристалла в положение, симметричное другой его части (сопровождается локальным формоизменением); 3) фазовые превращения - процесс мартенситного типа, сопровождающийся сдвиговым коллективным перемещением атомов, а следовательно изменением формы; 4) трение - процесс поверхностного разрыва связей и разрушения материала; 5) образование трещины - процесс образования и развития трещины, обусловленный движением дислокаций и их скоплений, а так же появлением поверхностей раздела; Из вышеперечисленного следует особо подчеркнуть процессы образования трещины и двойникования, так как данные процессы в полной мере являются основным источником АЭ информации применительно к титану и его сплавам [6, 7, 22, 36, 71]. С дислокационных воззрений образование и развитие трещин обусловлено движением дислокаций, поэтому растущая трещина рождает АЭ относительно небольшого уровня. Процесс лавинного образования трещины (скачка) характеризуется большим уровнем сигнала АЭ, так как магистральная трещина и ее ветви образуются практически за счет отрыва атомов друг от друга [36, 38], что сопровождается относительно большим уровнем энергии. Эта энергия может превышать энергию движения дислокаций и двойникования примерно в 10 раз [36, 71] (характерно для хрупких материалов). Двойникование происходит с большой (околозвуковой) скоростью, при этом также наблюдается относительно большой уровень энергии АЭ. Однако сигналы двойникования могут быть зафиксированы в относительно чистом металле, однако при определенных условиях двойники способны появляться в сплаве например после отжига в виде двойников отжига [1, 2, 3]. Реализация метода АЭ в определенной степени общеизвестна и достаточно освещена многими источниками [37, 38, 39, 40 и пр;].
Изготовление образцов оригинальной геометрии
Начиная с некоторого момента скорость счета достигала максимума, а затем монотонно уменьшалась. Скачек трещины произошел на стадии снижении скорости счета, при этом показано, что скорость счета АЭ формируется процессами пластического деформирования устья трещины, а скачки трещины отражают дискретные АЭ которые, обладают большой энергией. В работе [44] представлены результаты исследования XT конструкционной стали 90Г2С при развитии в ней трещин нормального и поперечного сдвига. При этом установлена линейная зависимость между механической энергией деформирования и АЭ энергией. Ишикава и Ким [35] вычислили приращение высвободившейся акустической энергии при различных перемещениях для образцов с различной длиной трещины. С этой целью они проинтегрировали численно площадь под диаграммой «нагрузка-смещение». Затем построили изменение J-интеграла и его акустический аналог на одном графике, авторы продемонстрировали тождественность кривых. По мнению авторов, обнаруженное соответствие объясняется существованием прямой пропорциональной зависимости между размерами зоны пластической деформации и энергией АЭ.
Определение основной характеристики трещиностойкости ККИН пластичных материалов с низким пределом текучести согласно [28] требует использования энергетического критерия Jlc. Методы определения J!c описаны в [24, 28, 54]. При этом основной трудностью является определение МСТ. Авторы работ [37, 46, 49 и пр.] предложили определять МСТ по сигналам так называемой «взрывной АЭ», которая по их мнению идентифицируется параметром сигналов с ярко выраженными характеристиками импульса АЭ на фоне всего потока. Результатом исследований явилось полное подтверждение адекватности применения АЭ при определении МСТ.
Фадеев Ю.И и Бартнев О.А. [49] приводят сравнительные зависимости К от толщины образца (рис. 2.2), определенные при ВР образцов из сплавов 38ХНЗМФА и 18Х2Н4МА с использованием метода АЭ и метода теплового оттенения. В качестве определяющего критерия МСТ была выбрана максимальная амплитуда импульса АЭ. Как видно из рис. 2.2 зависимость KQ(1;) для стали 38ХНЗМФА имеет асимптотический характер с выходом KQ на полноценное значение ККИН для образцов толщиной 25мм. Для стали 18Х2Н4МА полноценные значения могут быть получены только при толщине более 100мм. Рассмотренные способы определения дают практически одинаковые результаты, однако метод АЭ требует испытание одного образца в отличие от прочих [24,28]. Авторы работы [37] определяли МСТ по максимуму скорости счета АЭ на плоских образцах с центральной трещиной из алюминиевого сплава Амгб и сталей 12Х18Н10Т,65Г. В работе показано, что МСТ соответствует максимальная скорость счета в области перехода от упругого раскрытия надреза к пластическому течению, а сам рост скорости счета у исследованных материалов начинается с момента нагружения. Причем максимум приходится на четверть кривой нагружения.
Далее целесообразно привести основные выводы по вопросам определения МСТ по результатам публикаций авторов, работавших по указанной проблемме. А.И. Ляшков и др. [105] показали, что появление трещины сопровождается увеличением частоты осцилляции. Авторами разработан метод идентификации трещин при вуалирующем механизме пластической деформации. Данными авторами позднее было установлено, что зарождению магистральной трещины соответствует постоянное увеличение амплитуд акустической эмиссии и уменьшением времени их следования. Т. Ортманн, Е. Шик [84] показали, что метод акустической эмиссии позволяет точнее оценивать момент страгивания трещин в отличии от метода электрических потенциалов. Момент страгивания трещин фиксируется увеличением суммарного счета и частоты импульсов.
A.M. Лазарев и В.Д. Рубинштейн [30] определили, что скорость счета акустической эмиссии формируется процессами пластического деформирования устья трещины. Скачки трещины отражают дискретные импульсы с определенным спектром.
СИ. Буйло обнаружил, что первый максимум суммарного счета соответствует интенсивной пластической деформации у надреза образца. Образование трещины сопровождается повторным, значительным возрастанием суммарного счета.
Одним из выводов С.Ф. Филоненко [26] показал, что для пластической деформации основными информативными параметрами являются амплитуда и мощность сигнала, которые определяются объемом материала вступившего в пластическую деформацию.
Стандартный метод определения коэффициента интенсивности напряжений (КИН)
Существенным различием между образцами из сплава ВТ20 и ОТ4 является то, что зона ГЛР у образца ВТ20-2ППи имеет глобулярную структуру, а у ОТ4-2ППи дендритную, причем в результате отжига с 650С дендритная структура превращается в глобулярную (рис. А.31, А.ЗЗ). Микротвердость основного металла на 45% меньше, чем МТ пленки и соответственно меньше МТ зоны ГЛР на 6%. При отжиге МТ зоны ГЛР и пленки практически одинаковы и выше МТ основного металла на 2.4%. Отжиг с 650С привел к незначительному росту зерна, а альфированного слоя в образце металлографически обнаружено не было.
Для уточнения степени влияния поверхностной пленки на КИН ИТС были проведены эксперименты на образцах, которые были отожжены в вакууме с 650С и образцах с механически удаленной пленкой отожженных на воздухе, по режимам 650 и 750С. Микроструктура образца ВТ20-2ППво650 приведена на рис. 5.7, а АМОИ на рис. А. 19. Как видно из рис. 5.7, микроструктура образца из сплава ВТ20 отожженного в вакууме, качественно идентична образцу, который был отожжен на ьоздухе (рис. 5.3.а, в). При измерении МТ образца ВТ20-2ПП650во было установлено, что МТ пленки составляет величину равную 3500 МПа, а МТ основного металла 2050 МПа. При этом величина КИН уменьшилась и составила 78 МПа-м . Таким образом, использование вакуумного отжига оказывает влияние на КИН, в результате чего последний снижается на 2.5%. Подобная разница в принципе является незначительной. Поэтому можно сделать вывод, что вакуумный отжиг существенного влияния на КИН не оказывает.
В результате испытания образца ВТ20-2ПП650р с механически удаленной пленкой было определено, что суммарное количество сигналов, зафиксированных программой АКЕМ, значительно снизилось, относительно подобного образца с поверхностной пленкой, однако количество сигналов Ке _s осталось прежнее (рис. А.20). При этом необходимо отметить, что были испытаны пять образцов ВТ20-2ПП650р. Количество импульсов для образца ВТ20-2ПП650 составило 104 против 11 для ВТ20-2ПП650р, а среднее количество импульсов Ке равно 7 (рис. А.24). Значение КИН, для образца с удаленной пленкой (с поправкой на изменение толщины), составило 71 МПам1/2, т.е. на 11% меньше чем у ВТ20-2ПП650. Таким образом .видно, что наличие пленки и зоны термического влияния ГЛР влияют на КИН ИТС, причем определено, что с ростом-температуры отжига влияние зоны ГЛР Ц становиться незначительным, в следствии структурных изменений. Так из таб. 5.2 видно, что с ростом температуры отжига, МТ основного металла и зоны ГЛР выравниваются. Поэтому для отожженных образцов начиная с 750С влиянием зоны ГЛР можно пренебречь. Из сказанного можно сделать вывод, что зона ГЛР будет влиять на трещиностойкость образца в случаи, если последний находиться в исходном, слабоотожженном (с 650С) или закаленном с 900С состоянии. Предположительно снижение КИН образца ВТ20-2ПП650р, может быть % связано с относительно высокой пластичностью поверхностной пленки, не смотря на ее высокую твердость по отношению к основному металлу. В свою очередь это повышает способность образца сопротивляться трещине. Автором [13] было определено, что легирование кислородом в определенном диапазоне концентраций, приводит к увеличению пластичности и прочности титана. Методом видеосъемки в режиме реального времени, на поверхности образца (близ концентратора) не было зафиксировано ни каких качественных изменений, как в начальной области деформации, так и непосредственно перед " разрушением образца (рис. 5.8) При этом было однозначно установлено, что трещина развивается не с поверхности образца, а с его сердцевины. Для ОТ4 напротив, трещина как и предполагалось, зарождается на поверхности и прорастает в сердцевину металла. Объяснение этому может быть предложено следующее. Так как у сплава ВТ20, при- всех режимах отжига, твердость пленок значительно превосходит по пластичности и твердости основной материал, то при развивающемся процессе разрушения изнутри материала, поверхностная пленка не дает возможности зарождения дополнительных микротрещин на поверхности. При этом зона концентратора напряжений, оказывается «пластично натянута» и разрушение не произойдет до тех пор, пока пластическая деформация пленки не будет исчерпана. Множество исходных сигналов, зафиксированных у образца с пленкой, соответствует сигналам от пластической деформации пленки. В результате селекции сигналов АЭ по методике, предложенной в данной работе, количество сигналов, полученных от механизмов пластической деформации, практически не сказывается на количестве импульсов идентифицирующих трещину. У сплава 0Т4 разница в твердости пленки и основного металла невелика, поэтому эффекта «пластичной пленки» не существует и материал начинает разрушаться с поверхности. Схема зарождения и развития трещины в сплаве ВТ20, которая наблюдалась в ходе экспериментов, приведена на рис. 5.10.
Рассматривая АМОИ образцов ВТ20-2ППи, ВТ20-2ПП650 и ВТ20-2ПП750, можно констатировать, что с ростом температуры отжига критическая нагрузка, которую испытывает образец в момент разрушения, растет и составляет соответственно 1880, 1980 и 2040 Н. Из качественного анализа кривых «нагрузка-время» установлена склонность образцов к пластической деформации с ростом температуры отжига, так как происходит процесс рекристаллизации. Так образец ВТ20-2ПП750 имеет участок насыщения (рис. 5.6) на кривой «нагрузка-время», тогда как у образца ВТ20-2ППи подобного участка нет (рис. А.29). Так же необходимо отметить, что как критическая нагрузка, так и время до разрушения указанных образцов, адекватно возрастает (рис. А.22, А.24, А.26).
Для образца BT20-21111900 данная тенденция не выполняется, по причине сильного изменения структуры материала. Первые сигналы К образца ВТ20-2ППи наблюдаются начиная с 40-й секунды, после начала испытания, далее момент фиксации сигналов Ке сдвигается к началу координат и достигает минимального значения в 16 сек для образца ВТ20-2ПП750. При этом количество зафиксированных сигналов уменьшается.
Для образцов из сплава ОТ4 использование отжига приводит к снижению критической нагрузки, увеличению времени до разрушения и повышению пластичности образца (рис. А.21, А.23). Что касается количества сигналов Ке, то здесь следует отметить сосредоточенность появления последних во время эксперимента (на линейном участке сигналы отсутствуют). По количеству сигналов К ни один из испытанных образцов не уступает другому, как в исходном, так и в отожженном состоянии (при этом среднее значение равно 3).
