Фазы время разрушения

Фазы время разрушения 281, 403, 444 [c.511]

Поскольку речь идет о процессе затухающих колебаний с нарушением фазы, то Т21 называют временем разрушения фазы (или в согласии с терминологией, применяемой в спектроскопии высоких частот, также временем поперечной релаксации-, см., например, [1.13, 1.14]). Поляризация является величиной, чувствительной к фазе. Поэтому если все частицы ансамбля обладают одной и той же резонансной частотой и, следовательно,, ансамбль однородно уширен, то для поляризации будет справедлив тот же закон распада. Время разрушения фазы связано с однородной шириной линии А . В случае лоренцева контура эта связь имеет вид [c.38]

Е - количество упрочняющей фазы - время до разрушения при на- [c.255]

В то же время сопротивление пластическим деформациям с возникновения явления заклинивания зерен и ограничения циркуляции жидкой фазы начинает возрастать. Если значение деформации в металле, находящемся в таком состоянии, превысит его деформационную способность, произойдет хрупкое разрушение по жидким прослойкам. [c.476]

Заметим, что вершина трещины, начиная свое дви>кение, проходит расстояние, равное начальному размеру концевой зоны (ввиду малости которой, этим периодом пренебрегают). В дальнейшем неустойчивые трещины медленно подрастают до критического размера (когда начинается спонтанное развитие). В связи с этим выделим две последовательные фазы разрушения. Вначале элемент сплошной среды переходит в некоторое промежуточное состояние (концевая зона), а затем трещина, попадая в концевую зону, производит окончательное разрушение элемента. Детали этого процесса таковы, что па начальном этапе трещина двигается по уже сформированной концевой зоне (предполагается, что к моменту i = 0 в теле уже существует трещина h с концевой областью do), и поэтому берега разреза уже имеют дополнительное раскрытие за время инкубационного периода. На последующем основном этапе развития трещины такой ситуации уже нет. Трещина разрывает сплошной материал, формируя перед этим концевую область. Раскрытие берегов разреза в концевой области начинается с момента попадания вершины в соответствующую точку вязкоупругой среды (обозначим этот момент через t ). Тогда уравнение медленного роста трещины на этом этапе получим, полагая, что в любой момент выполняется условие (39.3) [c.317]

Сопоставление по длине трещины и по КИН величин шага усталостных бороздок (рис. 7.27) подтверждает независимость величины шага бороздок при трапецеидальной форме цикла от уровня работы разрушения образца с трещиной. В то же время имеется явная зависимость шага бороздок от механизма разрушения материала. При разрушении материала по границам фаз, как это име- [c.383]

Из рис. 2, а можно видеть, что композиты с пластичной матрицей, которые представляют интерес для конструкторов (высокая доля волокон, и следовательно, высокая прочность), разрушаются вследствие единичного разрыва, в то время как композиты, испытывающие множественное разрушение, оказываются слабее неупрочненной матрицы. Обратная картина наблюдается у композита, матрица которого является более хрупкой фазой (например, армированная углеродными волокнами керамика или [c.444]

Усталость — это полная потеря свойств (или разрушение) элемента конструкции, наступившая после действия на него переменной нагрузки, максимальная амплитуда которой по величине меньше статической, монотонно прикладываемой нагрузки, вызывающей разрушение этого элемента. Процесс разрушения и усталости металлов зависит от состава, особенностей металлургического процесса, геометрии образца (элемента конструкции), вида нагрузки, времени и условий внешней среды. Для композитов число влияющих параметров необходимо увеличить по крайней мере вдвое из-за наличия в материале двух фаз. Более того, необходимо также учесть и влияние поверхности раздела, что приведет к еще большему усложнению задачи. Конечно, ни одна приемлемая модель для предсказания процесса разрушения не мол<ет одновременно включить все вышеупомянутые параметры. Действительно, невозможно себе представить систему черного ящика , у которого на входе — весь комплекс переменных параметров, а на выходе — только скорость роста разрушения и время достижения предельного состояния. Поэтому не существует единого подхода для определения усталостного разрушения для металлов (которые по крайней мере при макроскопическом подходе рассматриваются как однородные). Для композитов проблема тем более усложняется вследствие присущей им неоднородности. Усталости композитов посвящены многочисленные работы. Достижения и современные тенденции в этой области обобщены в работах [49, 50]. [c.84]

В настоящее время эти сведения весьма противоречивы часто термоусталостному разрушению приписывают черты длительного статического (развитие трещин по границам, поверхностное растрескивание на небольшую глубину), однако выше были приведены примеры развития трещин по закономерностям механической усталости. Разрушение при термоусталости не может быть охарактеризовано однозначно как усталостное или статическое оно может быть тем или иным, либо смешанным в зависимости от величины и соотношения трех основных факторов максимальной температуры цикла, амплитуды деформации и длительности цикла (выдержки на максимальной температуре). Именно эти факторы определяют основные изменения в структуре материала, относящиеся к состоянию границ зерен, количеству и виду упрочняющих фаз и их изменению во времени, характеру дислокаций, их торможению на границах зерен, образованию вакансий и т. д. [c.97]

Весь процесс делится на две фазы первая - выделение энергии в канале разряда и передача энергии разрушаемой среде. Экспериментальная проверка длительности этого процесса указывает на величины 10 -10- с вторая - непосредственно процесс разрушения, начало которого от момента приложения нагрузки смещено на 100-10 с. Поэтому можно считать, что передача энергии среде происходит за время, близкое к At О относительно процесса разрушения. [c.86]

Одной из основных задач проведенных расчетов является определение возможной доли расплавленной фазы при разрушении стеклопластиков (рис. 8-16). Интересно заметить, что коэффициент газификации I" =GwlGs сравнительно слабо зависит от давления набегающего потока Ре, в то же время он резко возрастает с увеличением температуры или энтальпии торможения. Таким образом, стеклообразные материалы из класса плавящихся, а потому и малоэффективных, теплозащитных материалов переходят в класс сублимирующих покрытий уже при достижении температуры в потоке порядка 10 ООО К. Забегая вперед, отметим, что в случае полупрозрачных материалов зависимость Г от оказывается более сложной, при малых давлениях ре она даже не является монотонной. [c.217]

К- Эделеану [111,82 111,92] указывает, что особенно склонна к коррозионному растрескиванию нержавеющая сталь, содержащая квазимартенсит . В том случае, когда весь аустенит превратился в мартенсит, разность в объемах фаз, а соответственно и механические напряжения, отсутствуют. Сталь в этом случае не подвергается коррозионному растрескиванию [111,82 111,94]. К- Эделеану [111,92] считает, что если превращение аустенита в мартенсит прошло не полностью, то зерна аустенита в углах коррозионной трещины находятся в весьма напряженном состоянии, а это значительно усиливает дальнейшее развитие коррозионного растрескивания. По мнению X. И. Роха [111,97], сталь, содержащая 19% хрома и 7,5% никеля, тем более склонна к коррозионному растрескиванию, чем глубже она после закалки при температуре 1050° С лежит в у-области. Эта же сталь в отожженном состоянии содержит 4% феррита и после холодной обработки не растрескивается в растворе хлористого кальция. По мнению автора, в этом случае феррит, являясь анодом, защищает от разрушения зерна аустенита. Вместе с тем X. И. Роха [111,97] указывает, что уже небольшое количество выделившейся ферритной составляющей может существенным образом изменить напряженное состояние в металле.Это обстоятельство видимо, и является решающим для чувствительности стали к коррозионному растрескиванию. Большинство авторов [111,83 111,92 II1,94 111,69] указывает, что чисто аустенитные стали более склонны к коррозионному растрескиванию, чем ферритные и мартенситные. Однако наличие в структуре стали феррита не всегда обеспечивает полный иммунитет к коррозионному растрескиванию [111,99]. Если же в ее структуре имеется б-фаза, время испытаний до разрушения образца увеличивается [111,82 111,100]. [c.146]

Как уже отмечалось, рассматриваемая модель разрушения— это двухфазная модель, которая имеет две последовательные фазы разрушения. Первая фаза разрушения состоит в том, что элемент сплошной среды переходит в некоторое промежуточное состояние (концевая зона), а затем, уже во второй фазе, трещина разрушения, попадая в концевую зону, производит его окончательное разрушение. На начальном этапе развития трещина двигалась по первоначально сформированной концевой зоне (предполагается, что к моменту =0 в теле уже существует трещина длиною U с концевой областью flfo)) и поэтому берега разреза в концевой зоне уже имели дополнительное раскрытие за время инкубационного периода (второе слагаемое в уравнении (9.2)). На втором, основном, этапе развития трещины такой ситуации уже нет. Трещина последовательно разрывает сплошной материал, формируя перед этим концевую область. Раскрытие берегов разреза в концевой области начинается с момента попадания вершины концевой области в соответствующую точку вязко-упругого тела. Обозначим этот момент t. Уравнение медленного роста трещины на этом этапе, как и в предыдущем случае, получим, полагая, что в любой момент развития трещины выполняется условие (9.1). В этом случае имеем [c.83]

Нужно отметить, что для самых чпстых образцов олова а- 1 эл.— маги, ед., так что т г1 сО=, 031 для образца радиусом 1 м.м. Когда приложенное поле достигает 1,1 Нщ,., переход, согласно соотношению (26.1), совершается за 0,34 сек. Время перехода возрастает с увеличением толщины образца, а для образцов одного радиуса уменьшается по мере роста количества примесей. Было также показано, что врелю релаксации при разрушении сверхпроводящей фазы составляет менее 10 сек. [c.660]

Изотермы упорядоченной и однородной фаз различаются на 10%. Поэтому переход между ними возможен. Для того чтобы провести линию сосуществования двух фаз, необходимо использовать термодинамическое рассмотрение. При сосуществовании двух фаз их химические потенциалы должны быть равны, а так--же должны быть равны давления. Для однородной фазы известно абсолютное значение энтропии, а значит, и химического потенциала, а также выражение для давления с. высокой точностью 1%. Для периодической же структуры энтропия определяется путем интегрирования с. точностью до аддитивной постоянной. Для ее определения рассматривается система, в которой не может происходить фазовый переход. Предполагается, что центр частицы не может выходить за пределы элементарной ячейки объемом п=1//Л при всех плотностях. При этом частицы при достаточно больщих V будут сталкиваться как с соседними частицами, так и со стенками ячейки. При больших плотностях частица в основном будет сталкиваться с соседними частицами, а при малых — в основном со стенками ячейки. Наличие стенок будет препятствовать разрушению упорядоченной структуры при малых плотностях. Для малых плотностей можно точно рассчитать термодинамические свойства искусственной ячеечной системы, а также однородной системы. При высоких плотностях введение ячеек не играет роли, так как оно не дает дополнительного вклада в коллективную энтропию. В настоящее время считается неправомерной существовавшая ранее точка зрения, чго коллективная энтропия появляется при плавлении. Экстраполяция упорядоченной структуры через область метастабильности в область малой плотности позволила определить абсолютное зна- чение энтропии во всем диапазоне плотностей. [c.201]

Контакт воды с металлической поверхностью приводит к коррозии металлов, протекающей по электрохимическому механизму. Величина водонефтяного соотношения, характерного для конкретного месторождения, при котором система нефть — вода становится неустойчивой, может быть использована в качестве параметра для прогнозирования скорости коррозионного разрушения оборудования. Углеводороды практически не вызывают коррозию металлов. Однако неполярная фаза в системе нефть — вода оказывает значительное влияние на коррозионную активность водонефтяной системы в целом, повышая или понижая ее. Повышение защитного действия углеводородной составляющей в эмульсионной системе вода — нефть связано в основном с ингибирующими свойствами ПАВ, входящими в природную нефть. Наиболее активные ПАВ — нафтеновые н алифатические кислоты и асфальтосмолистые вещества. Содержание ПАВ в нефтях различных месторождений колеблется в широких пределах. Молекулы нафтеновых и алифатических кислот состоят из неполярной части — углеводородного радикала и полярной части карбоксильной группы, что обусловливает их способность адсорбироваться на границе раздела фаз. Соли нафтеновых кислог более полярны, чем сами кислоты, и более поверхностно-активны. Величина поверхностного натяжения на границе раздела вода — очищенная фракция нефти (например, вазелиновое масло или очищенный керосин) составляет 50—55 мН/м, в то время как поверхностное натяжение на границе раздела вода — сырая нефть не превышает 20—25 мН/м. Это свидетельствует об адсорбции поверхностно-активных компонентов нефти на границе раздела сырая нефть—вода. В щелочной пластовой воде происходит реакция взаимодействия нафтеновой кислоты с ионом щелочного металла. Образующееся соединение более поверхностно-активно, чем нафтеновые кислоты. [c.122]

Дальнейшее повышение прочности металлов и сплавов ука- занным способом зависит от возможности получить более высокую степень дисперсности неоднородностей строения и образовать фазы с более высоким сопротивлением деформации в микрообластях [19]. При холодной пластической деформации степень раздробления кристаллитов ограничивается возможностью разрушения материала. Поэтому весьма важно создать условия, затрудняющие разрушение в процессе холодной деформации. Так, при получении патентированной проволоки во время протяжки в условиях бокового сжатия удается деформировать сталь до очень высоких степеней благодаря равномерному про- [c.92]

Можно ожидать, что прочность поверхности раздела особенно чувствительна к испытаниям при циклическом нагружении. Соответствующих данных мало, однако они, несомненно, свидетельствуют о высокой прочности связи. При усталостном разрушении пластинчатого композита А1 — AlaNi [72] одна или несколько трещин распространяются по зонам скольжения в матрице н значительного расслаивания не происходит. Аналогичным образом протекает усталостное разрушение пластинчатого композита Ni — NigNb, существенно отличающегося в других отношениях [37]. В обоих случаях время до разрушения при высоких напряжениях и малом числе циклов определяется сопротивлением разрушению армирующей фазы, а время до разрушения при малых напряжениях и большом числе циклов — распространением усталостной трещины в матрице. Ни в том, ни в другом случае расслаивание не является определяющим механизмом. [c.259]

Вторая система представляет собой композит SiзN4 — 31С [39], в котором могли возникать большие остаточные напряжения внутри и вокруг частиц 31С вследствие различия в термическом расширении двух фаз (а = 3,6-10" /°С и = 5-10" /°С) и высокой температуры изготовления (1750°С). Отношение модулей в этой системе было малым т = 1,35). Приведенные на рис. 16 данные по прочности показывают, что никакая из трех сёрий с различными размерами частиц не увеличивает прочности матрицы. Энергия разрушения этих композитов была обсуждена ранее (см. рис. 8). Для каждой из трех серий произведение уЕ существенно не изменялось при увеличении объемного содержания дисперсной фазы. В сравнении со значением для матрццы величина уЕ была несколько ниже для серии частиц 5 мкм, приблизительно равна для серии частиц 9 мкм и примерно на 50% больше для серии частиц 32 мкм. Из сравнения величин уЕ и прочности Ленг сделал вывод, что дисперсия частиц большого размера (серии частиц 32 мкм) существенно влияет на размер трещины, в то время как дисперсия частиц наименьшего размера не оказывает такого влияния. Дисперсия промежуточного размера (9 мкм) незначительно влияет на размер трещин. Как показано на рис. 12 и обсуждено ранее, вычисленный размер трещины также увеличивается с увеличением объемного содержания обеих дисперсий большего размера. Было [c.45]

Исследование фрактограмм однократного разрушения дает возможность определить его последовательность. В первую очередь возникают микронадрывы вокруг более резких структурных концентраторов, какими часто являются частицы избыточной фазы. По мере развития пластической деформации поры вокруг этих частиц растут, что приводит к образованию крупноямочного рельефа. Рост пор ослабляет материал и приводит к увеличению эффективных напряжений вокруг более мелких частиц в перемычке (шейке) между крупными ямками. Такими частицами могут быть выделяющиеся в процессе распада твердого раствора упрочняющие фазы. Внутренние перемычки-шейки разрушаются при этом с образованием более мелкодисперсного рельефа. Таким образом, размер первичных ямок зависит от свойств окружающего частицу материала, размеров и расположения более мелких частиц. Эти частицы определяют окончательный долом, а начало разрушения и время развития процесса разрушения в значительной степени определяются частицами избыточной фазы (или другими резкими структурными концентраторами). [c.25]

Несоответствие механических свойств при кратковременных и длительных нагружениях наблюдается часто. Вместе с тем особо хрупкое состояние тела зерна, проявляющееся при кратковременном нагружении, может привести к преждевременному разрушению при длительном нагружении. Это наблюдалось, например, в высоколегированном никелевом сплаве ЖС6У в состоянии непосредственно после закалки при нагружении при температуре 800°С. При этой температуре в сплаве после закалки происходит интенсивный распад твердого раствора, большое количество частиц основной упрочняющей -фазы является препятствием для движения дислокаций, кроме того, на границах и в теле зерен имеются выделения игольчатой формы [68]. В не-термообработанном сплаве при этой же температуре испытания интенсивного распада не наблюдается. В Условиях нагружения (7=0,55 ГH/м , t=800° время жизни образцов с трещиной в термообработанных образцах составляло 20—30% общей долговечности, в литых 55—60%, при этом полная долговечность увеличивалась примерно в 10 раз. Фрактографическое исследование показало, что разрушение литых образцов от разрушения термообработанных образцов отличается в основном степенью пластичности процессов деформирования и разрушения в теле зерна, что выявилось при исследовании изломов в зоне долома и при однократном нагружении (рис. 61). [c.89]

Ранее было показано [3], что при малоцикловом нагружении при температуре интенсивного деформационного старения (650° С) количество, размер и характер расположения частиц существенно зависят от условий деформирования. Характер выпадения новой фазы (карбидных частиц) определяется уровнем действующей нагрузки (деформации), временем нагружения и формой цикла, причем при заданном режиме нагружения (одно- и двухчастотное, программное и пр.) наблюдается сочетание времени и нагрузки, когда процессы старения вызывают хрупкое разрушение образца. Нагрузка ниже такого уровня приводит к тому, что время старения оказывается недостаточным для полного охрупчивания материала и излом имеет вязкий или смешанный характер. При малых нагрузках деформационное старение протекает медленнее и процессы выпадения частиц новой фазы оцределяются в основном временем нагружения. Чем ниже действующее напряжение, тем бо,пьше времени необходимо для возникновения хрупких состояний. [c.67]

Действительно электронно-микроскопические исследования показывают, что при 450° С при всех видах нагружения формируется решетчатая структура (рис. 4), причем степень завершенности развития последней зависит от формы цикла. Как видно из рис. 4, при амплитуде напряжения Оа=39,2 кгс/мм к моменту разрушения в условиях одночастотного нагружения решетчатая структура оказалась еще не полностью завершенной (рис. 4, а), в то время как при нагружении с временными выдержками имела место уже сформировавшаяся решетчатая структура (рис. 4, б). При двухчастотпом нагружении, когда, как было указано выше, имело место интенсивное образование новой фазы (рис. 4, в), заметного формирования решетчатой структуры не наблюдалось, а происходили дробление и коагуляция карбидов. [c.71]

Влияние интерметаллидов, взаимодействующих с А1 по эвтектическому типу, показано на примере реальных сплавов системы А1—Си—Mg с добавками Ее и № (рис. 3). Однако частицы фаз Al9FeNi эффективно препятствуют процессам развития трещии, резко увеличивая время до разрушения сплава. При малых степенях пластической деформации структурным фактором, могущим вызвать преждевременное зарождение трещин, являются интерметаллические фазы, образованные переходными металлами с алюминием, в то время как фазы, взаимодействующие по эвтектическому типу, тормозят распространение трещин и повышают работоспособность реальных изделий в условиях растягивающих напряжений. При этом было подсчитано если частицы имеют размеры менее 20—30 мкм в литых и 10—20 мкм в деформированных сплавах, то они практически не разрушаются при растяжении. Измельчение указанных частиц технологическими способами позволило резко повысить работоспособность реа.пьных сложнолегироваиных сплавов. [c.125]

Однако ситуация может измениться, если рассматриваются реальные сплавы, содержащие упрочняющие частицы. Так, из работы [5] следует, что в серии различно ориентированных монокристаллов аустенитной стали в большинстве случаев наблюдались плоские поверхности разрушения, в то время как условия их образования для монокристаллов ферритной стали оказались более жесткими. Сказанное относится ко второй стадии развития трещин усталости, когда механизм пластичных бороздок является основным механизмом роста трещины, а первая стадия занимает лишь фазу зарождения в общем процессе разрушения. Монокристаллы сплава на никелевой основе, упрочненные у -фазой, проявили склонность к распространению трещины целиком на первой стадии (на цилиндрических образцах при пульсирующем растяжении) [6, 7J. В этом случае механизм понере-менного скольжения при раскрытии трещины вообще не реализовался. [c.147]

Фтор, бром, хлористый и фтористый водород не вызывают коррозионного разрушения латуней в отсутствие влаги при обычной температуре. Двуокись серы при концентрации выше 0,9% и относительной влажности воздуха выше 70% приводит к образованию окиси меди. Латуни с повышенным содержанием цинка более устойчивы к сероводороду, чем чистая медь и красная латунь влага уменьшает скорость коррозии, а высокая температура ее повышает. Во влажном сероводороде при 100°С мунц-металл и адмиралтейская латунь корродируют со скоростью 29—37 г/м -24 ч. При обычной температуре двуокись углерода только в присутствии влаги вызывает незначительную коррозию с образованием основных карбонатов меди, в то время как при высоких температурах образуется окись.цинка. Азот не вызывает коррозию, а аммиак действует как в жидкой, так и в газовой фазе в присутствии влаги, способствуя возникновению коррозионной усталости. [c.121]

Полученные данные подтверждают гипотезу о двух причинах, вызывающих охрупчивание по границам зерен в сплаве Fe—12Мп. Во-первых, охрупчивание возникает при быстром охлаждении материала в интервале температур мартенситного превращения. Вероятно, механизм охрупчивания связан с фазовым превращением и сходен с механизмом образования закалочных трещин [8, 9]. Однако в данном случае этот механизм более сложен, поскольку сплав с 12 % Мп содержит приблизительно 15 % (объ-емн.) е-фазы о г. п, у. решеткой в структуре закаленного материала. Если превращение происходит по схеме - а [10, 11], то в сплаве имеет место большая разница в плотности, поскольку 8-фаза имеет самую высокую плотность. Этим можно объяснить, почему сплав с 12%Мп склонен к межкристаллитному разрушению, в то время как сплав с 8 % Мп, в котором е-фаза отсутствует, разрушается транскристаллитно (см. рис. 1). [c.267]

Введение водорода в поликристаллический никель, например путем термического наводороживания в газовой фазе, сопровождается переходом от обычного весьма вязкого разрушения к меж-кристаллитному растрескиванию [108, 236—239]. В то же время при испытаниях монокристаллов никеля разрушение наводорожен-ных образцов остается вязким и потери пластичности оказываются [c.109]

Начинается четвертая фаза (динамического последействия), во время которой налегающие породы обрушаются. Полость служит компенсационным пространством или импровизированной подсечкой вышележащих, нарушенных трещинами пород, создавая необходимые условия для их самообрушения. Обрушение развивается вверх, заполняя полость блоками и кусками разрушенной породы. [c.107]

За время выделения и передачи энергии среде никаких реальных деформаций и соответственно разрушений в ней не происходит, однако каждая точка среды приобретает определенную начальную скорость, что характерно для подвижной несжимаемой среды. Поэтому разрушаемая среда в первой фазе процесса моделируется подвижной несжимаемой средой при постоянной ее плотности р onst. [c.86]

Исследование влияния условий термической обработки на время до разрушения образцов опытной стали при различных Температурах и напряжениях показало (рис. 74), что температура закалки 1150° С соответствует максимальной жаропрочкости стали. Время выдержки при температуре закалки было принято 8—10 ч, время старения — 12 ч. Отмечено более длительное время до разрушения у образцов, состаренных при 700° С. Изменение времени выдержки с 10 ч до 1 ч перед закалкой при температуре 1150° С незначительно влияет на жаропрочность. Повышение температуры старения до 800 С приводит к снижению длительной прочности вследствие коагуляции и образованию крупных частиц упрочняющих фаз. Еще более значительные изменения в структуре стали, связаннее с распадом аустенитного твердого раствора [c.173]

Разрушение ПММ сопровождается образованием жидкой пленки. Присутствие на поверхности ПММ жидкой пленки так же, как и для ПТФЭ, означает, что при рассмотрении механизма разрушения ПММ необходимо последовательно учитывать кинетику перехода из твердой фазы в жидкую и из жидкой в парообразную. К сожалению, отсутствие данных по кинетике переходов в настоящее время затрудняет создание достаточно полной картины механизма разрушения ПММ. [c.145]

Для стеклообразных материалов характерна экспоненциальная зависимость вязкости от температуры, в результате четкая граница между жидкой и твердой фазой отсутствует. Условная толщина и скорость течения расплавленной пленки определяются, помимо вязкости, величиной сдвигающих напряжений (поверхностным трением и градиентом давления). Как показано в гл. 3, при действии теплового потока на вещество с заданной температурой плавления сначала устанавливается температура поверхности и лишь спустя некоторое время квазистацио-нарный режим разрушения. [c.221]

Тем самым появились предпосылки для разработки инженерного метода расчета оплавления стеклообразных материалов. Скорость оплавления определяется по температуре поверхности в квазистацио-нарном приближении. В то же время сама рассчитывается с помощью нестационарного уравнения переноса тепла в конденсированной фазе. Многократная проверка подтвердила высокую эффективность данного метода расчета и позволила обобщить его на случай нестационарного разрушения других классов теплозащитных материалов, в том числе и композиционных, т. е, при расчетах неустановившегося режима разрушения можно использовать формулы для скорости квазистацио-парного разрушения От. i w), определяя последнюю по температуре поверхности и внешним параметрам обтекания реального покрытия в рассматриваемый момент времени [коэффициенту теплообмена (а/ср)о, давлению ре, сдвигающим напряжениям потока (тш, dpeldx) и т. д,]. [c.222]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...