Сплавы алюминиевые — Анализ

Альтернирование тензора I — 236 Алюминиевая бронза — см. Броням алюминиевые Алюминиевые сплавы — см. Сплавы алюминиевые Алюминий — Анализ 6 — 49 [c.397]

Сплавы алюминиевые литейные. Методы химического анализа [c.351]

Для выяснения оптимальных направлений дальнейших изысканий высокопрочных легированных бронз проведено исследование свойств разработанных и применяемых в настоящее время легированных алюминиевых бронз. Анализ сплавов многих систем позволил установить следующее. [c.84]

С помощью спектрального анализа за 15-20 мин можно провести анализ легированной стали и определить содержание таких элементов, как Сг, Мо, Ti, Ni, V, Si, Mg, Mn, С, Си, P анализ алюминиевых сплавов на Mg, Мп, Si, Fe, Си, Zn, Ti и бронз на Ni, AI, Fe, Mn. [c.221]

Одним из главнейших факторов, приводящих к упрочнению стареющих сплавов ряда цветных металлов, является выпадение в процессе старения мелкодисперсных выделений второй фазы (после закалки). Это явление получило название дисперсионного твердения. В процессе выпадения второй фазы сопротивляемость пластическому течению сначала растет с увеличением размера выделений, а затем начинает снижаться. Максимум упрочнения при этом в большинстве случаев соответствует среднему расстоянию между частицами около 1000 А [11]. Наиболее ярким примером сплавов, обнаруживающих дисперсионное твердение, являются алюминиевые сплавы. У этих сплавов эффект упрочнения зависит главным образом от размера дисперсных частиц. Влияние этого фактора было рассмотрено в гл. I при анализе структурных факторов, вызывающих упроч нение металлов. [c.94]

Оба соотношения удовлетворительно описывают результаты экспериментов на сплавах на основе А1, Ni, Ti, в нержавеющей стали и других сталях [87]. Указанные соотношения получены из условия независимости размеров зоны вытягивания от места расположения вдоль фронта трещины. Статистический анализ ширины зоны в образце толщиной 28 мм из алюминиевого сплава 7075 подтверждает сказанное [88]. [c.110]

Рентгеноструктурный анализ различных марок сталей и алюминиевых сплавов показывает, что высота периферической и циклической зон может быть выявлена по изменению ширины дифракционной линии в зависимости от толщины стравленного слоя металла с поверхности излома [53]. Интегрально для всех марок сплавов получены величины Q = 0,0354, а = 0,0012. Очевидно, что коэффициенты пропорциональности почти на порядок отличаются от тех, что получены при измерении твердости материала [30, 50, 51]. Поэтому данные о размерах зон, полученные по результатам исследований различными методами, должны быть скорректированы между собой. [c.140]

Анализ экспериментальных данных по определению связи между параметрами уравнения Париса показывает, что для разных сплавов при использовании разных граничных условий и параметров цикла нагружения величина скорости или точки перегиба на кинетических кривых близка к величине 2-10 м/цикл (табл. 4.2). Только в одном случае для алюминиевых сплавов получена скорость роста трещины, характерная для начала стадии формирования усталостных бороздок. [c.195]

Эффективность разработанного алгоритма проверяли на образцах прямоугольного сечения из алюминиевого сплава АК6, испытания которых были проведены при уровнях напряжения 200 и 140 МПа [89]. Первоначально выращивали поверхностную трещину при максимальном уровне напряжения, а после достижения скорости около 2 мкм переходили к меньшему уровню напряжения. Выбранные уровни напряжения позволяли проводить анализ усталостных бороздок, шаг которых составлял более 0,4 мкм при расположении макроскопической плоскости [c.214]

Представленное условие (5.60) не противоречит многим экспериментальным исследованиям, в которых были проведены оценки коэффициента пропорциональности С р в случае фиксирования показателя степени Шр = 2 Результаты выполненного анализа и обобщения таких исследований по 73 кинетическим кривым 26 марок сталей, 9 марок титановых и 14 алюминиевых сплавов [127] представлены на рис. 5.3. Они показывают, что с учетом разброса экспериментальных данных средние значения определявшихся величин С р = s удовлетворяют условию (5.60). Рассматриваемая константа по выражению (5.60) зависит от предела текучести вплоть до его величины около 1500 МПа. Далее, применительно к высокопрочным сталям указанная зависимость перестает иметь смысл (выходит на плато). [c.251]

Типичные кривые напряжение — деформация при одноосном растяжении для двух часто используемых типов матрицы представлены на рис. 1. На этом рисунке видно, что как для высоко-полимера (эпоксидной смолы 828/1031), так и для металла (алюминиевого сплава 2024) проявляется нелинейность, особенно ярко выраженная для металла. Очевидно, упругий анализ применим только на начальном участке кривой напряжение — деформация. [c.197]

Испытания эффективности и качества протекторов ограничиваются в основном аналитическим контролем химического состава сплава, проверкой качества и наличия покрытия на держателе, определением достаточности сцепления между держателем (креплением) и протекторным материалом и контролем соблюдения заданной массы и размеров протектора. Испытания магниевых и цинковых протекторов регламентируются нормативными документами [6, 7, 22, 28]. Аналогичных нормативов но алюминиевым протекторам не имеется. Кроме того, указываются и минимальные значения стационарного потенциала [il6]. Нормативы по химическому составу обычно представляют собой минимальные требования, которые обычно превышаются у всех сплавов, имеющихся на рынке. К тому же регламентированные в этих документах способы мокрого химического анализа в техническом отношении за прошедшее время устарели. Протекторные сплавы в настоящее время более целесообразно исследовать методами эмиссионного спектрального анализа или атомной абсорбционной спектрометрии (по спектрам поглощения). [c.196]

Описаны современные методы изучения изломов — оптическая и электронная фрактография. Показано применение фрактографического анализа для изучения кинетики разрушения и оценки локальной пластичности материалов. Приведены примеры эксплуатационных разрушений деталей из сталей, сплавов на алюминиевой, титановой, никель-хромовой и других основах. [c.2]

Хрупкое разрушение сепаратора подшипника из алюминиевого сплава АК4-1 произошло вследствие пониженных свойств материала прочности и, главное, пластичности, из-за перегрева при закалке. Перегрев был местный, что выявилось анализом изломов, микроструктуры и механическими испытаниями образцов, вырезанных вблизи и вдали от места разрушения. Эксплуа- [c.50]

В ряде случаев в зоне излома, соответствующей стадии постепенного развития трещины, наблюдаются следы фронта разрушения в виде тонких бороздок или даже заметных на глаз кольцевых линий, ориентированных нормально к направлению распространения трещины. Эти периодически возникающие на изломе отметки могут быть ошибочно приняты за усталостные линии, и часто лишь тонкий фрактографический анализ может идентифицировать природу разрушения. Кольцевые линии наблюдались, например, на изломе детали из алюминиевого сплава системы А1—Mg—Zn, замедленно разрушившейся в эксплуатации, в основном по зонам сплавления сварных швов. Кольцевые линии выделялись более темной окраской и большей шероховатостью по сравнению с соседними участками излома. Уже по этим признакам можно предположить, что в пределах кольцевых линий материал разрушается более пластично, чем в соседних участках. В пределах кольцевых линий характер разрушения (внутризеренный с заметным участием пластической дефор-60 [c.60]

При анализе разрушения деталей из алюминиевых сплавов выявляется большое влияние различных концентраторов напряжений следов от грубой механической обработки, забоин, малых радиусов переходов и т. д. По-видимому, еще недостаточно обращается внимания на совершенствование технологии изготовления и рациональное конструирование этих деталей. Фактором, суш,ественно снижающим усталостную прочность деталей, является также наличие анодного слоя большой толщины. Так. местное увеличение толщины анодного покрытия до 20 мкм (вместо допустимых 7—10 мкм) при одновременном наличии в этом месте механической забоины привело к возникновению первичного очага усталостного разрушения в детали из сплава В91 после 420 000 циклов нагружения ( r i,=0,07 ГН/м , а = = 0,05 ГН/м2). [c.115]

Методом рентгеноструктурного анализа и по фигурам травления было установлено [144], что для алюминиевого сплава системы А1—Zn—Mg эти фасетки представляют собой плоскости [100]. На фасетках с хрупкими полосками часто наблюдается речной узор (рис. 106), образующийся в результате различия в уровнях поверхностей разрушения. Иногда на изломе наблюдается периодическое изменение цвета чередование темных и светлых полос (рис. 109, б). Вероятно, это связано с окисляющим воздействием среды в начальной стадии образования полоски. [c.133]

Деталь из алюминиевого сплава В93 преждевременно разрушилась при повторном нагружении с максимальным напряжением цикла 0,01 ГН/м2. В изломе наблюдались хрупкие усталостные полоски, иногда пересекаемые бороздками (рис. 109), что характерно для коррозионно-усталостных разрушений. Анализ условий испытания показал, что деталь работала в изделии, [c.134]

Задача сортировки магнитных сталей по маркам материала возникает также часто, как задача сортировки по маркам алюминиевых сплавов. Основным средством сортировки сталей по маркам является спектральный анализ. Иногда для этой цели применяют метод, основанный на измерении термо-э. д. с. [Л. 22]. [c.119]

На основании анализа изменений расчетных значений и коэффициента деформационного упрочнения п, проведенного для 11 марок сталей, титановых и алюминиевых сплавов, была установлена численная тождественность и п . Такая модель с точностью до 25—30 % предсказывает значения Аы при статическом разрушении материалов. [c.247]

Анализ этих данных обнаруживает существенную температурную зависимость отношения сопротивления срезу к пределу прочности восьми изученных сплавов. По сравнению с другими материалами для алюминиевого литейного сплава А-356 (рис. 3) характерен почти одинаковый вид температурных зависимостей сопротивления срезу и предела [c.97]

Суммируя полученные результаты, можно сделать вывод, что в широком диапазоне изменяющихся факторов ни коэффициент асимметрии цикла, ни толщина образца, ни процесс пайки не оказывают существенного влияния на результаты испытаний. Влажность среды и температура испытания значительно изменяют скорость роста трещины. Анализ полученных данных показывает, что между результатами испытаний при комнатной температуре во влажной атмосфере и результатами, полученными в сухом инертном газе при 172 К, наблюдается четырехкратная разница. Это очень важно с практической точки зрения, поскольку именно в таких условиях эксплуатации могут работать паяные теплообменники из алюминиевого сплава 3003-0. [c.144]

Во время эксплуатации многие высокопрочные алюминиевые сплавы при определенных условиях могут разрушаться при напряжениях значительно более низких, чем предел текучести, в результате КР (коррозионного растрескивания). Большие потенциальные потери несущей способности конструкций из-за КР могут быть оценены по данным, приведенным в табл. 4 (см. значения порогового уровня напряжений при КР). Так как такое растрескивание часто имеет место при напряжениях ниже уровня предела текучести, для анализа этого процесса могут быть применены основные положения линейной механики вязкого разрушения. Основным в механике разрушения является положение, согласно которому быстрое распространение механической трещины происходит при условии, что коэффициент интенсивности напряжений в вершине трещины будет равным или несколько превышать критическое значение Ки, характеризующее вязкость разрушения материала. [c.151]

Величины шага усталостных бороздок 612 и 8,, формируемого в изломе при достижении коэффициентов интенсивности напряжения соответственно (Kg)i2 И (Kg)is, отвечают нижней и верхней границам линейной зависимости шага от длины трещины. Нижняя граница для шага усталостных бороздок определяет дискретный переход в развитии трещины от микроскопического к мезоскопическому масштабному уровню. Верхняя граница отвечает нарушению принципа однозначного соответствия, как было подчеркнуто в предыдущих разделах, когда на поверхности излома нарастают элементы рельефа с выраженными признаками микропестабильного нарушения сплошности материала и ветвления трещины. Это переход от мезо-уровня I к микроуровню П. Верхняя граница легко определяется по кинетическим кривым и из статистической оценки наиболее часто наблюдаемого размера элементов дислокационных структур, как это было рассмотрено в параграфе 4.1. В том числе указанная граница определена для алюминиевых сплавов на основе анализа двумерных Фурье-спек-тров параметров рельефа излома в виде усталостных бороздок. Из всех оценок следует, что для алюминиевых сплавов 5. = 2,14-10 м. [c.219]

Так, при исследовании усталостной долговечности алюминиевого сплава В95 были испытаны стандартные ллоские образцы и нестандартные — уголковые с шириной полок 15 х 15 мм. Анализ усталостных кривых выявил [42], что долговечность уголковых образцов ниже стандартных в 6,5-7,0 раз (рис. 52). Ввиду того, что усталостная прочность прессованного алюминиевого сплава существенно зависит от конструктивной формы и размеров образцов, авторы рекомендуют проводить испытания на усталость таких конструктивных элементов, как прессованные уголковые профили, на уголковых образцах. При этом ширина их полок должна быть максимально приближена к применяемым в реальных конструкциях. [c.199]

Природа появления сферических частиц в изломе алюминиевого сплава МА87 при размахе КИН 7 и 9 MПa м / была объяснена контактным взаимодействием свободных поверхностей излома при фреттинге [84]. В результате измерения статистического анализа установлено, что выявленные частицы имеют размеры преимущественно двух типов до нескольких микрон и менее одного микрона. Проведенным металлографическим исследованием материала в зоне разрушения на попереч- [c.151]

Исследование проведено на образцах из алюминиевого сплава системы Al-Si-Mg- u, испытанных на изгиб с вращением. Условно излом в зоне развития усталостной трещины был разделен на два участка (см. рис. 3.17) площадки (поверхности мезотуннелей без контактного взаимодействия) и склоны (перемычки между мезотунне-лями), которые названы соответственно зонами 1 и 2. Отсутствие контакта берегов усталостной трещины в зоне 1 идентифицировали по наличию неповрежденных усталостных бороздок. В процессе анализа было осуществлено травление участков излома ионами аргона в колонне спектрометра. Все методические особенности тарировок при травлении могут быть взяты из [88, 89]. [c.157]

Выполненный подробный анализ двумерных Ф-спектров подтвердил факт существования упорядоченности скачков подрастания усталостной трещины, связанных с формированием усталостных бороздок. Примером такого анализа может служить двумерный Ф-спектр с поверхности излома прямоугольного образца из алюминиевого сплава Д16Т, разрущенного путем отнуЛевого цикла растяжения при уровне напряжения 130 МПа (рис. 4.8). Левая часть рисунка представляет исходное изображение исследованного участка изло- [c.213]

Статистический анализ экспериментальных данных, полученных в результате измерения максимальной длины усталостной трещины перед переходом к долому образцов из алюминиевых сплавов Д1Т, Д16Т, АК6 и АВТ показал, что максимальная длина зоны нестабильного разрушения при постоянной нагрузке определяется соотношением [c.224]

Соблюдение условий подобия в анализе экспериментальных данных по стадиям роста трещины с учетом эффекта ее туннелирования позволяет продемонстрировать эффективность использования единой кинетической кривой для моделирования роста усталостных трещин на примере алюминиевых сплавов. Переход к другим материалам не требует проведения столь обширного эксперимента для уточнения или дополнительной корректировки значений поправочных функций. Это обусловлено тем, что характеристики материала введены в константы единого кинетического уравнения, а относительное изменение в скорости роста трещины в связи с переходом к разным соотношениям главных напряжений может быть протестировано лишь в нескольких точках с последующей их аппроксимацией с з етом вида зависимости, установленного соотношениями (6.41) и (6.42). [c.330]

Разгрузка или отрицательная перегрузка при- водят к двум эффектам — понижению или снятию напряжений сжатия от предыдущего цикла нагружения в пределах зоны пластической деформации и к деформации неровностей поверхности излома, что снижает уровень напряжения закрытия бере- гов трещины. Сравнительный анализ поведения алюминиевых сплавов показал, что в зависимости от склонности сплава к развитому скольжению для разных режимов термообработки при 100 %-й сжимающей перегрузке может наблюдаться стра-гивание трещины в припороговой области скоростей для больших трещин [34]. Она движется с резким возрастанием скорости, постепенно снижая ее до следующей остановки. Для сплава 7075-Т651 требуется 500 %-я сжимающая перегрузка, чтобы сдвинуть трещину на пороге Kfh- [c.409]

Нижний пояс II лонжерона, изготовленный из алюминиевого сплава Д16Т, центроплана самолета Ан-24 имел трещину, которая распространялась от основания галтельного перехода R10 и имела в зоне возможного ее обнаружения протяженность 33 мм до отверстия и 21,5 мм после отверстия. Трещина была выявлена при ремонте самолета (рис. 15.25). Формирование рельефа излома было связано с блоками параметров рельефа двух масштабных уровней — макролинии и мезолинии (рис. 15.26). Анализ параметров рельефа излома проводился в КБ им. Антонова (Л. М. Бурченко-вой) и в ГосЦентре "Безопасность полетов на воздушном транспорте". [c.800]

В этом особом случае химическое взаимодействие может быть представлено в виде двух последовательных реакций, которые иногда практически неразличимы. Руди [36] широко использовал термин обменная реакция для описания процесса установления равновесия между двумя фазами в системе с тремя и более составляющими. Хорошим примером обменно-реакционной связи служит связь титано-алюминиевой матрицы с борным волокном. Вслед за реакцией образования диборида, содержащего титан и алюминий, происходит обмен между атомами титана матрицы и атомами алюминия диборида. На рис. 1 показаны полученные Блэкберном и др. [6] результаты микрорентгеноспектрального анализа состава слоев в зоне взаимодействия сплава Ti-SAl-lMo-lV с бором. В результате оттеснения алюминия растущим диборидам концентрация А1 в сплаве повышается с 8 до 14%. Согласно Кляйну и др. [20], оттеснение алюминия при обменной реакции приводит к уменьшению константы скорости реакции между бором и сплавом с 10% А1 при 1033 К от 5,2-10- до 3,4-10-7 см/с /. [c.84]

Примером влияния степени деформации на характер разрушения и свойства материала могут служить мало- и крупногабаритные профили из алюминиевого сплава ВАД23. Анализ микроструктуры показал, что материал малогабаритных профилей имел нерекристаллизованную структуру с равномерным распределением мелких частиц избыточных фаз, а крупногабаритных— следы рекристаллизации и скопление крупных частиц избыточных фаз. Микрофрактографическое исследование показало, что именно этим обстоятельством (различием в характере распределения избыточных фаз) объясняется разное поведение при разрушении этих материалов (значения ату, в частности, для мало- и крупногабаритного профиля соответственно составляли 0,056 и 0,028 МДж/м ). В крупногабаритных профилях в изломе наблюдалось большое количество избыточных фаз и между ними малопластичные ямки в виде сотового рельефа, и лишь при старении в режиме перестаривания несколько увеличивалась способность матрицы к пластической деформации. В малогабаритных профилях даже при старении на максимальную прочность (160°С 12 ч) наблюдался равномерный ямочный рельеф (рис. 11). [c.33]

При микрофрактографическом анализе линии Вальнера часто обнаруживаются на поверхностях разрушения каких-либо твердых и хрупких включений в металлических материалах, например интерметаллидных фаз в алюминиевых, титановых сплавах. В этом случае наличие линий Вальнера на -микроучаст-ке излома свидетельствует о том, что разрушение прошло не по границе частица — матрица, а непосредственно через частицу. [c.43]

Режимы коагуляционного старения, незначительно уменьшающие прочность алюминиевых сплавов, значительно увеш-чивают способность матрицы к локальной пластической деформации. Так, в плите из сплава ВАД23 при старении на максимальную прочность наблюдался значительный разброс ю долговечности в высотном направлении при повторно-статпче-ском нагружении с максимальным напряжением цикла 0,17 ГН/м2 (образец шириной 18 мм) от 230 до 13810 циклов. Фрактографический анализ показал, что снижение долговечности связано с наличием скопления частиц хрупкой избыточной [c.111]

В деталях, изготовленных из алюминиевого сплава В96Ц и п )едставляющих собой тонкие диски с отбортовкой, усталостные трепитпы возникали во многих очагах по переходному сечению, однако площадь, занимаемая участками повторного разрушения, весьма мала и без типичных признаков усталости. Микро-фрактографический анализ показал в очагах изломов и вблизи них наличие грубых микроусталостных полосок, что свидетельствует о действии значительных по величине повторных напряжений (рис. 96). [c.123]

При длительном развитии разрушения появление дополнительных трещин весьма вероятно их обнаружение и анализ помогает установить характер разрушения, тем более, что при длительном развитии эксплуатационной трещины поверхность разрушения сильно повреждается. Траектория трещины может свидетельствовать о времени ее возникновения например, на неработавшей детали из высокопрочного алюминиевого сплава обнаруженная трещина идентифицировалась вначале как штамповочная, однако анализ ее траектории показал, что она строго следовала рискам от механической обработки, следовательно, трещина возникла либо при механической обработке, либо спу-ся какое-то время под действием внутренних остаточных напряжений. [c.175]

Известно, что наличие поверхностного наклепанного слоя приводит к повышению усталостной прочности при нормальной температуре. Однако некоторые технологические ошибки операции наклепа могут привести к существенному снижению выносливости. Отмечались случаи возникновения благоприятных остаточных сжимающих напряжений на одной поверхности трубчатых деталей (лонастей вертолета) и неблагоприятных растягивающих на другой, при двустороннем наклепе растягивающие остаточные напряжения возникают в центре сечения. Поэтому необходима оптимальная степень наклена. Анализ усталостных изломов деталей с наклепанным поверхностным слоем по расположению очага может указать на наличие наблаго-приятной эпюры напряжений. Очень существенно снижается усталостная прочность наклепанных изделий после нагрева. Так, для алюминиевых сплавов нагрев при 180—200°С в течение 10 ч приводит к тому, что свойства наклепанных образцов становятся ниже ненакленанных. [c.178]

При анализе многочисленных эксперементал1,ных данных удалось обнаружить, что в качестве параметра Ва (Вт) можно принять усредненные значения Во = 0,04 для алюминиевых деформируемых сплавов Во = 0,06 и Вт = 0,10 — для конбтрукционных сталей. [c.99]

Из анализа микрорельефа можно сделать вывод о важности не только сдвигового напряжения в вершине трещины, но и локального нормального напряжения, контролирующего скол. Впервые признаки циклического скола на ГЦК металлах наблюдали на упроч пенных алюминиевых сплавах в присутствии коррозионной среды Форсайт и Стаббингтои 8), ориентация участков скола 001 . Хрупкое разрушение по плоскости 001 было обнаружио па монокристал лах алюминия в среде жидкого гелия, даже если плоскость 001 бы [c.149]

На основании анализа и обобщения многочисленных собственных и описанных в литературе результатов исследований развития усталостных трещин в сталях, алюминиевых, титановых и магниевых сплавах, представленных в виде диаграмм усталостного разрушения (зависимостей скорости роста трещины от размаха или наибольшего значения коэффициента интенсивности напряжений), формулируются общие закономерности этого процесса и обсуждаются типичные отклонения от них. Устанавливаются параметры, позволяющие количественно характеризовать циклическую трсщипостопкость материала и воспроизвести диаграмму его усталостного разрушения. В этой связи рассматриваются различные математические модели кинетики роста трещины и оценивается статистическими методами их соответствие эксиерименту. [c.429]

Третий вопрос, касающийся катодной поляризации, тоже был подвергнут анализу. Согласно экспериментальным данным [172, 174], имеется область потенциалов, в которой скорость роста трещины V достигает минимума, однако при более катодных потенциалах о вновь возрастает (рис. 28). Аналогичный минимум как для скорости роста трещины, так и для проницаемости наблюдается также в сталях [175], где участие водорода в растрескивании практически не вызывает сомнений. Полагают, что этот минимум соответствует наименьщей подвижности водорода, о чем свидетельствует изменение проницаемости. Увеличение проникновения водорода при катодной поляризации связано с образованием значительного его количества, а усиление при анодной поляризации — с образованием кислоты в результате гидролиза в питтингах или трещинах [2, 172]. В последнем случае происходит локальное образование водорода, несмотря на то что общий потенциал анодный. Этот процесс теперь изучен достаточно хорошо [60, 61 175— 178]. Таким образом, возражения, основанные на электрохимических представлениях, следует, по-видимому, считать опровергнутыми. В работе [172] указывалось, и мы согласны с этим, что в настоящее время нет существенных фактов, опровергающих участие водорода в КР алюминиевых сплавов. [c.94]

Основная цель настоящей главы сводится к критическому обзору количественных данных по КР, которые накоплены к настоящему времени. Достижения механики разрушения последних лет позволяют проводить количественный анализ при испытаниях на КР [46, 47] и сопоставлять влияние среды и металлургических факторов на количественной основе, как это будет показано-в последующих разделах. До разработки новых методов испытаний наиболее удобным количественным методом были испытания по времени до разрушения на гладких образцах. Он применялся [48] на протяжении почти 50 лет для оценки ч)(в( вительности к КР высокопрочных алюминиевых сплавов. Гладкие образцы также используются для определения порогового уровня напряжений (Ткр, ниже которого КР не наблюдается в течение определенного периода вре- [c.152]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...