330—332 — Анизотропия Зависимость от температуры

В 27.1 и 27.3 в каждом из пунктов, объединяющих ту или иную группу металлических ферромагнетиков, сначала приводятся температурные зависимости парамагнитной восприимчивости, зависимости намагниченности, удельного или атомного магнитного моментов от температуры, магнитного поля, состава сплавов и зависимости температур Кюри сплавов от их состава. Затем идут данные по магнитной анизотропии и, наконец. по магнитострикции. [c.615]

Рис, 1.16. Зависимости намагниченности насыщения и поля анизотропии от температуры для магнитооптического материала, обладающего точкой компенсации. Внизу показана типичная петля гистерезиса при комнатной температуре и соответствующей нагретому участку повышенной температуре. [c.37]

Таблица 27.12. Зависимость констант магнитной анизотропии Ki и К , Дж/м , для сплавов Fe—Со—Ni и Со—Ni от температуры [3, 77J

Выполненное в работе [60, с. 73] измерение деформации ползучести широкого круга отличающихся свойствами материалов позволило установить зависимость скорости переходной ползучести от прочности материала, анизотропии его свойств, приложенного напряжения, температуры испытания. Экспериментально наблюдаемые в этой работе кривые удовлетворительно были аппроксимированы уравнением, предложенным в ра= боте [81] для металлов и сплавов [c.147]

Используя опубликованные в ряде работ данные о скорости установившейся ползучести, можно вывести зависимость ее от приложенной нагрузки, анизотропии и прочности материала, температуры испытания. Оказалось, что скорость ползучести образцов высокоплотного материала ВПП [59, с. 63] при растягивающей нагрузке и высокой температуре без облучения находится (в логарифмических координатах) в линейной зависимости от приложенной нагрузки, что свидетельствует о стеленном характере их связи. При этом показатель степени п равен 3,7. [c.155]

Одним из важнейших свойств конструкционного графита является его размерная стабильность при облучении. При работе графита в нейтронном поле происходит изменение его линейных размеров, величина и знак которых определяются флю-енсом и плотностью повреждающего потока, температурой облучения, анизотропией графита, степенью его совершенства, уровнем так называемых замороженных напряжений, возникающих в графитовых заготовках при их термообработке, и т. д. Каждый из перечисленных факторов в той или иной мере (в зависимости от условий облучения) вносит свой вклад в наблюдаемые размерные изменения графита. [c.158]

Радиационное изменение размеров прессованного материала на основе природного графита (композиция природного графита с полукоксом) в зависимости от температуры обработки в интервале 1300—3000° С иллюстрирует рис. 4.3. Видно, что для обоих направлений вырезки образцов облучение при температуре 250°С и флюенсе 3,6-10 > нейтр./см вызвало радиационный рост. Заметная анизотропия обусловлена наличием в материале 50% природного графита. [c.167]

Приведенные в работе [200] результаты исследования радиационного изменения длины образцов в зависимости от температуры обработки, полученные на полуфабрикате английского реакторного графита, имели иной характер из-за значительной анизотропии этого материала. [c.167]

Рис, 4.12. Зависимость от флюенса нейтронов относнтельного изменения длины Д / образцов пиролитического графита с различной степенью анизотропии, охарактеризованной фактором анизотропии Бэкона [161]. Ориентировка образцов параллельно (Ц) кристаллографической оси с (перпендикулярно к плоскости осаждения) и перпендикулярно (J ) к ней. (Облу-чение при температуре 840—980° С). [c.181]

Рис. 4.16. Зависимость от температуры облучения скорости относительного радиационного изменения размеров (параллельно и перпендикулярно относительно оси формования) графита различных марок, отличающихся анизотропией

В зависимости от типа реактора вопрос радиационного роста может иметь, в общем, неодинаковую технологическую ценность. Изменение размеров урана, циркония, графита вследствие радиационного роста наблюдается в интервале температур примерно до 300—400° С, поэтому проблема роста наиболее важна для реакторов, охлаждаемых водой, и для некоторых типов газовых реакторов. Ранее предполагалось, что основная причина радиационного роста заключается в анизотропии кристаллографической структуры урана, циркония, графита. Однако в последнее время получены данные о том, что эффект анизотропного изменения размеров в результате облучения проявляется также в металлах с ГЦК- и ОЦК-структурами, предварительно подвергнутых пластической деформации [П. Эти результаты свидетельствуют о том, что радиационный рост не является свойством, присущим исключительно кристаллам с анизотропной структурой. Таким образом, область проявления эффекта радиационного роста может затрагивать довольно широкий круг материалов, в связи с чем исследования этого явления занимают важное место в рамках комплексной проблемы радиационной стойкости реакторных материалов. Наиболее исследованным в настоящее время является радиационный рост моно- и поликристаллов а-урана при облучении нейтронами, вызывающими деление ядер Радиационный рост урана и связанные с ним [c.185]

Рис. 3. Угловая зависимость резонансного поля для кубического монокристалла с первой констан юй анизотропии А", <0. 9—угол между внешним постоянным магнитным полем и осью <100> в плоскости j 110 i. Точки — эксперимент для сферы из Y J Fe 5 О J 2 на частоте 9.3 Гц при комнатной температуре линия — расчёт при I ATi МИ

Остановимся на некоторых трудных проблемах магнитномягких аморфных материалов. Одной из таких проблем, как отмечают авторы книги, является временная нестабильность проницаемости. Эта проблема стоит особенно остро в отношении аморфных сплавов с Х 0, где пиннинг границ доменов выражен весьма слабо, и поэтому стабилизация границ доменов вследствие направленного упорядочения по сути дела является лимитирующим фактором. В кристаллических материалах эта проблема решается сравнительно легко — путем снижения примесей внедрения углерода и азота. Ранее предполагали, что временная нестабильность проницаемости аморфных сплавов в районе климатических температур обусловлена атомами металлоидов [9]. Однако исследование сплавов с Я О, но не содержащих металлоиды, показало [20 с. 49], что и в этих материалах нестабильность проницаемости выражена весьма сильно. По всей видимости, атомной структуре аморфных сплавов, не зависимо от того, содержат ли они атомы металлоидов или нет, присущи некоторые дефекты, перестройка которых в зависимости от направления вектора намагниченности обеспечивает стабилизацию границ доменов и наведение одноосной анизотропии. [c.17]

При идентификации модели определению по данным испытаний подлежат две фундаментальные функции материала функция неоднородности и реологическая функция, интерпретируемая в общем случае напряженного состояния как зависимость интенсивности скорости установившейся ползучести от интенсивности напряжения при данной температуре. Первая из указанных функций определяется по кривой деформирования г = г (е) (где г, е — соответствующие скалярные меры) при заданном значении интенсивности тензора скоростей деформирования ё — Ь. Напомним, что речь идет о стабилизированной диаграмме, получаемой после снятия анизотропии (см. 13). Обычно удобно использовать диаграмму (е ) [c.107]

Рассмотренная математическая модель позволяет получить зависимости между параметрами Otj и ё ,- однородного напряженно-деформированного состояния поликристаллического материала, его температурой Т и временем t в процессе неизотермического деформирования. Такие зависимости можно найти на основе численного анализа модели при заданных значениях параметров, которые характеризуют свойства материала и его исходное состояние. Если пластические деформации сдвига в системах скольжения всех кристаллических зерен отсутствуют, то в таком исходном состоянии материал является изотропным по отношению к последующему деформированию, а пределы текучести в системах скольжения соответствуют своим начальным значениям. Предварительное неупругое деформирование материала может вызвать анизотропию по отношению к последующему деформированию, а также привести к изотропному упрочнению материала. Исходное состояние материала, подвергнутого предварительной неупругой деформации, можно задать совокупностью значений уп, уп и qn в каждой системе скольжения каждого кристаллического зерна. [c.102]

В случае сурьмы положение апалогично, за исключением того, что даже при низких температурах электронная компонента остается заметной. Рауш [105], использовав анизотропию зависимости сопротивления от магнитного поля, рассчитал значение решеточной компоненты для монокри- [c.291]

Обсуждение феноменологических теорий. Пиппард [14] получил экспериментальные доказательства справедливости своего варианта феноменологических уравнений сверхпроводимости, который объясняет 1) изменение глубины проникновения X сплавов олова с алюминием в зависимости от средней длины пробега 2) анизотропию X у олова, в особенности максимум на промежуточных углах 3) тот факт, что X значительно больше, чем даваемое лондоновским выражением, и 4) относительное значение X у олова и алюминия (см. п. 25). Имеется, конечно, много фактов, которые еще не объяснены теорией. Возможно, что наиболее важным из них является зависимость X от температуры, которая очень хорошо описывается обычной теорией Лондона в комбинации с двухжидкостной моделью Гор-тера—Казимира (см. п. 4). До сих пор нет уверенности в том, что явления проникновения поля в тонких пленках и других телах малых размеров могут быть объяснены теорией Пиппарда так же хорошо, как и теорией Лондона. [c.725]

Рис. 29.25. Температурные зависимости первой и второй констант магнитной кристаллографической анизотропии в YsFesOij [156]. Значения Кг при низкой температуре сильно зависят от концентрации примесей, в особенности двухвалентного железа Fe +

Рис. 29.39. Зависимость намагниченности насыщения Ms, константы анизотропии Ki и поля анизотропии для BaFei20i9 от температуры

Основные физические рвойства электротехнической стали следующие температура Кюри 0 = 768° С, намагниченность насыщения при 20° С = 2,15 тл (21 580 гс), плотность 7,874 г/см , константа магнитной кристаллической. анизотропии /С = 4,2-10 джУм (4,2-10 эрг/см ), константа магнитострикции может изменяться от 5-10 до —5-10 . Удельное электросопротивление р и магнитная проницаемость .i зависят от содержания в стали примесей, которое может изменяться в зависимости от способа ее получения и условий термической обработки. [c.132]

Электрическое сопротивление титана при 25°С в завишмости от содержания примесей колеблется в пределах р= (42 70) -10 Ом-см [ 3]. Зависимость электрического сопротивления титана от температуры представлена на рис. 1. Как и у других переходных металлов, эта зависимость имеет прямолинейный характер только в области низких температур (до 300°С). При переходе титана из а в /3-фазу электросопротивление снижается. В направлении, параллельном оси а кристаллической решетки, оно больше, чем в направлении, параллельном оси с. Величина анизотропии электрического сопротивления в зависимости от Кристаллографической направленности составляет около 10 %. Это свидетельствует о том, что у текстурированных полуфабрикатов, например тонких листов, электрическое сопротивление вдоль и поперек направления проката может заметно отличаться. [c.5]

Известно [390], что с увеличением температуры значение постоянной магнитнокристаллической анизотропии Ki уменьшается при 520 К, достигает нуля и затем становится отрицательным, увеличиваясь по модулю. В пределах данного температурного интервала значение К2 постепенно уменьшается, постоянно оставаясь положительным. Такие температурные зависимости постоянных магнитокристаллической анизотропии объясняют изменения анизотропии в Со от одноосной при комнатной температуре (ifi > [c.229]

На рис. 4.21 для графитового материала, близкого к изотропному, иостроена такая диаграмма зависимости изменения-объема от температуры и дозы (флюенса) [17]. Рельеф поверхности отображается на чертеже изохорами. При этом отсчет температуры начат с О С. Влияние анизотропии исключено путем рассмотрения не линейного, а объемного изменения раз- [c.190]

При меньшей степени анизотропии материала (графит марки ЕР) распухание для параллельного направления с ростом температуры сменяется усадкой, величина которой при 450° С максимальна. Выше этой температуры усадка уменьшается, а Затем снова наступает распухание. Для перпендикулярного направления скорость изменения длины отрицательна и быстро убывает по абсолютной величине с ростом температуры (см. рис. 4.24). Для малоанизотропного графита марки ГМЗ зависимости относительного изменения линейных размеров от температуры для обоих направлений качественно подобны. [c.199]

Характер температурной зависимости величины % для ферромагнетиков иллюстрируется рис. 3-2 (на этом графике изображена температурная зависимость магнитной проницаемости л = 1 + 4яу. = 1 -Н (4я"/)/а для железа при Я = 0). Как видно из этого графика, с приближением к точке Кюри при Я F= onst магнитная восприимчивость ферромагнетика возрастает, достигая максимума вблизи точки Кюри, а в непосредственной близости от точки Кюри резко уменьшается — так называемый эффект Гопкинсона (этот эффект наблюдается только в слабых магнитных полях). Появление этого максимума обусловлено значительным уменьшением магнитной анизотропии ферромагнетика вблизи точки Кюри, благодаря чему процесс намагничения ферромагнетика становится более легким , а уменьшение X при дальнейшем приближении к точке Кюри определяется исчезновением спонтанной намагниченности ферромагнетика при Т = в. При Г 0 величина % продолжает уменьшаться с ростом температуры, причем зависимость % от Т в этой области описывается законом Кюри—Вейсса (3-14) 3-3. [c.45]

Магниевые сплавы, имеющие гексагональную решетку, при низких температурах малопластичны, так как сдвиг происходит только по плоскостям базиса (0001). При нагреве до 200—300 С появляются дополнительные плоскости скольжения (1011) и (1120), и пластичность возрастает, поэтому обработку давлением ведут при повышенных температурах. Чем меньше скорость деформации, тем выше технологическая пластичность магниевых сплавов. Прессование в зависимости от состава сплава ведут при 300—480 °С, а прокатку в интервале температур от 340--440 (начало) до 225—250 °С (конец). Штамповку проводят в интервале температур 480—280 "С в закрытых штампах под прессами. Вследствие текстуры деформации полуф.абрикаты (листы, прутки, профили и др.) из магниевых сплавов обнаруживают сильную анизотропию механических свойств. Холодная прокатка требует частых промежуточных рекристаллизационных отжигов. [c.405]

В табл. 8— 11 приведены физические свойства урана. Расхождения Между значениями, представленными различиыми авторами, частично объясняются изменением этих свойств в зависимости от степени чистоты и режима получения металла. Необходимо всегда иметь в виду и анизотропию урана. Приведенные зпачепия основаны на критических оценка. Хольдена [G3I и Клейна [85]. У этих авторов можно найти и ссылки на оригинальные работы. У них же даны графики и более подробные табличные данные о зависимости этих свойств от температуры. Ил эти.> компиляций взяты также, сведении для следующего раздела о поведеиин металла при механической обработке. [c.832]

Рис. 5.33. Зависимость константы Рис. 5.34. Зависимость константы наведенной магнитной анизотро- наведенной магнитной анизотропии Ки от температуры и време- пии Кш аморфного сплава ни t отжига аморфного сплава (Feo,2000,8)70812,5827,5 от темпера-(Feo,2С00,8)70 Si2,5 827,5 (7 с = 410°С) туры отжига Та в магнитном поле [93] [87]

В качестве иллюстрации этому приведем рис. 5.38 и 5.39, где по казано, как изменяется величина коэрцитивной силы и потери на гистерезис в зависимости от температуры отжига и состава сплава. Если закрепление доменных стенок, связанное с уменьшением их потенциальной энергии, происходит за счет локальной наведенной магнитной анизотропии, то изменение коэрцитивной силы должно быть связано с. Ки следующим об)рааом [c.157]

Наиболее распространенная точка зрения на природу магнитной анизотропии, наводимой при прокатке, состоит в том, что этот вид анизотропии представляет собой как бы разновидность структурной анизотропии (см. 5. 4. 4), ио возникающей не под действием сдвиговых напряжений при аморфизации расплава на диске, а в результате формирования анизотропного распределения групп атомов (или атомных пар) при распространении деформации вдоль полос деформации. Полосы деформации располагаются перпендикулярло направлению прокатки, т. е. совпадают с индуцируемой осью легкого намагничивания. Концентрационная зависимость анизотропии прокатки не коррелирует с изменением А. и М,, слабо зависит от температуры отжига (см. [9] ). Прим. ред. [c.159]

В несимметричных бикристаллах 4 концентрация напряжений обусловлена не упругой анизотропией, а разностью деформаций превращения. Даже при изменении температуры и состава эти бикристаллы не разрушаются в упругой области, интеркристаллитное разрушение происходит в них всегда после превращения, как схематично показано на кривой напряжение — деформация (см. табл. 2.5). Разрушающее напряжение характеризуется такой же зависимостью от Г и состава, как и напряжение, вызывающее превращение. Как показано на рис. 2.73, трещина возникает в том месте, где некоторый специфичный мартенситный кристалл достигает границы зерен. При нагружении распространение трещины соответствует схеме распространения вдоль поверхности границы зерен. Стрелкой на рисунке обозначена вершина трещины, распространяющейся вдоль границы зерен. Эта фотография является прямым доказательством того, что концентрация напряжений, обусловленная разностью деформаций превращения на поверхности границы, является причиной интеркристаллитного разрушения в исследованных образцах. [c.127]

В настоящее время громадный интерес представляет количественное прогнозирование механического поведения,. или уравнение состояния в условиях циклического нагружения. Это огромная самостоятельная область, и здесь о ней следует хотя бы упомянуть. Уравнения (модели) состояния позволяют прогнозировать связь между напряжением и скоростью деформации на основе данных об интенсивности деформационного упрочнения, конкурентных ему процессах возврата и об их влиянии на состояние материала, формирующееся при циклическом нагружении. Эти процессы воспроизводят зависимость свойств материала от температуры, а само состояние материала отражает его собственную деформационную предысторию. Пытаются также учитывать дополнительные сложности, например, многоосные напряженные состояния, анизотропию свойств (как у монокристаллов) и другие ориентационные особенности, присущие суперсплавам, — активизацию октаэдрического и кубического скольжения, механическую анизотропию при знакопеременном (растя-жение-сжатие) нагружении. В значительной мере разработку этих моделей вели для решения проблем ядерной промышленности [21]. Развитие моделей, нацеленных на нужды изготовителей газотурбинных двигателей, было поддержано NASA [22, 23]. [c.346]

Проводимость пленок j, -Si H изменяется в широких пределах в зависимости от условий их получения и, соответственно, от относительного содержания и размеров присутствующих в них микрокристаллитов, а также от уровня легирования пленок. Проводимость нелегированных пленок i -Si H с параметром близким к единице, при комнатной температуре, составляет 10 ...10 Oм м . Путем легирования фосфором или бором проводимость может быть увеличена до 1 Ом см . Величина дрейфовой подвижности электронов и дырок в нелегированном i -Si H изменяется в пределах 0,5...3 м B , в зависимости от величины Xq. Температурная зависимость проводимости пленок в области температур, превышающих 250...270 К, носит активационный характер. Энергия активации зависит от уровня легирования и изменяется в пределах 0,1...0,6эВ. При температурах ниже 250 К проводимость с понижением температуры изменяется существенно слабее. Колоннообразная структура пленок является причиной анизотропии их электрических и фотоэлектрических параметров. Оптические свойства пленок j, -Si H, и прежде всего спектральная зависимость коэффициента поглощения, также являются весьма чувствительной функцией Х( и изменяются в пределах, характерных для а-Si И (при Xq . ) и кристаллического кремния Х 1). В отличие от пленок a-Si H, в пленках j, -Si H не наблюдаются светоиндуцированные изменения электрических и фотоэлектрических параметров. Благодаря своим специфическим электрическим и оптическим свойствам микрокристаллический кремний является хорошим дополнением к a-Si H при создании многослойных пленочных структур различного приборного применения. В значительной степени этому способствует и совместимость технологий получения этих материалов. [c.105]

Изучая концентрационные зависимости намагниченности насыщения и константы магнитной анизотропии сплавов системы Со-Сг (рис. 8.10), становится понятно, почему оптимальный состав материала для перпендикулярной записи близок к ogg rjo. Сплавы с малым содержанием хрома из-за высокой намагниченности имеют отрицательную константу перпендикулярной анизотропии (фактор качества меньше 1) и намагниченность неперпендикулярна плоскости пленки. В сплавах с повышенным содержанием хрома мала намагниченность (при содержании хрома больше 25...28 % (ат.) Сг сплавы при комнатной температуре парамагнитны). В сплаве oyg j rjj 5 получена плотность записи 8000 бит/мм при уровне падения сигнала на 50 %. Важно отметить, что указанное значение плотности записи ограничено сверху не природой материала (минимальным размером домена), а разрешением использованной магнитной головки воспроизведения, которое определяется шириной ее главного магнитного полюса (в данном случае 0,25 мкм). Головка не способна считывать информацию с носителя, который имеет размеры доменов намного меньше размера полюса головки. Поэтому совершенствование магнитных материалов для перпендикулярной магнитной записи шло вместе с развитием устройств и созданием новых методов записи и воспроизведения. Был разработан метод термомагнитной записи. Этот метод применяется на пленках, обладающих перпендикулярной анизотропией. Запись информации осуществляется путем кратковременного нагрева под воздействием лазерного участка пленки, находящегося в магнитном поле. Поле при этом подбирается с таким расчетом, чтобы при отсутствии нагрева пленки его величина была недостаточной для перемагничивания [c.570]

Для постоянного теплового потока q зависимость разности температур от натурального логарифма отношения времен к t должна представлять собой пря-Л1ую линию, причем разность температур пропорциональна обратной величине к. В работе [7] подробно рассмотрены поправки, учитывающие отклонения от идеальной Модели. Эта методика успешно использовалась различными исследователями при изучении теплопроводности гомогенных полимеров. Однако трудно говорить о том, насколько этот метод применим при исследовании материалов с ярко выраженной анизотропией свойств, таких как однонаправленные волокнистые композиционные Материалы. [c.300]

Кроме того, исследования показали, что существует четкая температурная зависимость величин удельных нагрузок, при которых только начинают появляться первые ямки травления в месте контакта. При одинаковых режимах нагружения плотность ямок травления максимальная на плоскости (ПО), несколько меньше на (100) и мини-мапьная на (111), что согласуется с литературными данными по анизотропии механических свойств Si. Плотность дислокаций при одинаковых режимах нагружения меньше на кристаллах р-типа, чем на кристаллах -типа. Протекание процесса микропластической деформации ниже порога хрупкости было подтверждено нами с помощью поляризационно-оптических исследований на инфракрасном микроскопе [541]. Трансмиссионная электронная микроскопия позволила окончательно доказать возможность пластической деформации Si во всем интервале температур от 5 50° С до температуры жидкого азота (рис. 102). Кристаллы после нагружения мягким уколом химически полировали только с одной стороны, обратной по отношению к поверхности нагружения, до толщины порядка 1000-5000 А. Как видно из рис. 102 дислокационные полупетли имеют сравнительно малую величину -от нескольких долей микрона (такие дислокационные полупетли целиком видны при просвечивании фольги, поскольку максимальная ее толщина порядка 1 мкм) до нескольких микрон. В последнем случае дислокации выходят за пределы нижней поверхности фольги, со стороны которой осуществляли химическую полировку. Представ яло интерес выяснить, применима [c.172]

Изменения предела прочности и предела текучести при изгибе, твердости быстрорежущих сталей марки R6, закаленных с различных температур, в зависимости от температуры отпуска приведены в табл. 90. Температуры нагрева под закалку, обеспечивающие наибольшую твердость и наибольший предел прочности при изгибе, тоже не совпадают, но путем вариаций температур отпуска можно установить оптимальное значение для того и другого. Предел прочности на изгиб и ударная вязкость быстрорежущей стали марки R6, полученной с помощью электрошлакового переплава, при той же твердости существенно выше тех же характеристик стали с более неоднородной структурой. Данные о влиянии трехкратного отпуска по одному часу на предел прочности при изгибе быстрорежущих сталей марок R6 (6—5—2) и R10 (2—8—1) приведены в табл. 91. Предел прочности на изгиб быстрорежущей стали типа 6—5—2, полученной путем электрошлакового переплава, в случае, почти такого же предела текучести при сжатии немного меньше, чем быстрорежущих сталей типа 2—8—1, легированных почти исключительно молибденом, но существенно больше, чем у сталей, содержащих 18 % W (см. табл. 78). Данные о влиянии температуры закалки на предел прочности при изгибе и работу разрушения при изгибе в продольном и поперечном направлениях для сталей марки R6, полученных электрошлаковым переплавом и обычного качест,-ва, приведены в табл. 92. Благоприятное воздействие электрошлакового переплава очевидно как в продольном, так и в поперечном направлениях. Значительно уменьшается анизотропия свойств. [c.225]

Необходимо отметить неодинаковую степень анизотро-яии свойств в зависимости от температуры испытания. Если при комнатной температуре большая анизотропия свойств по относительному сужению и ударной вязкости. [c.258]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...