522, 523 — Кривые напряжений температурных

Рассмотрим совместно ход температурных зависимостей напряже--ний начала двойникования и начала скольжения для поликристалла с размером зерна О (рис. 2.19). Кривая напряжения начала двойникования о в отличие от аналогичной кривой для скольже-. ния а° имеет несколько необычный вид с повышением температуры кривая понижается, проходит через минимум при некоторой температуре Т, затем начинает расти. Такой ход кривой (Т) обусловливается температурной зависимостью величины Ку, влияние которой в интервале температур Т > Т значительно превосходит понижение напряжения начала двойникования за счет уменьшения оо при повыше- НИИ температуры (см. рис. 2.19). [c.62]

Экспериментальные кривые [22] температурной зависимости (рис.2.20) предела пропорциональности (который в первом приближении принимается за напряжение начала пластической деформации) при наличии перехода от скольжения к двойникованию несколько отличается от схемы, приведенной на рис. 2.19, так как ряд участков кривых о и ол практически не реализуется. Действительно, при температуре Т > Гд (см. рис. 2.20) в процессе роста внешней нагрузки первым достигается уровень напряжений о и начинается пластическая деформация скольжением, в течение которой резко увеличивается плотность подвижных полных дислокаций, что, как неоднократно отмечалось. [21, 118, 121] приводит к подавлению двойникования, т. е. участок кривой сгД выше температуры Гд фактически не существует. С другой. стороны, при температуре Г < Тд из-за наличия концентраторов. [c.63]

С учетом температурной зависимости предела текучести металла (2.25), кривую напряжение-деформация для произвольной температуры получим в виде [c.151]

Влияние скорости деформации на форму кривых напряжение— деформация показано на рис. 5.7. Такого влияния скорости на характер деформационных кривых следовало ожидать, исходя из принципа температурно-временной суперпозиции. С повышением скорости деформации модуль упругости и предел текучести или разрушающее напряжение стеклообразных полимеров возрастают, а удлинение при разрыве уменьшается [И—18]. Удлинение при разрыве эластомеров может возрастать при повышении скорости деформации [19—21 ]. Влияние скорости деформации на разрушение очень хрупких полимеров обычно мало, однако для жестких пластичных материалов или эластомеров изменение скорости деформации на несколько десятичных порядков может давать значительные эффекты. Предел текучести возрастает прямо пропорционально логарифму скорости деформации в соответствии с уравнением [c.157]

На рис. 97—102 представлены результаты расчетов, выполненных с применением математической модели, в сопоставлении с экспериментальными данными. Следует отметить, что изображенные на рисунках кривые непосредственно построены ЭВМ в виде изолиний, напечатанных устройством печати. Анализ результатов расчетов свидетельствует о хорошем совпадении с данными эксперимента. Математическая модель позволяет с достаточной точностью описать распределение кинематических параметров, контактных напряжений, температурных полей для прокатки в широком диапазоне изменения параметров е, //Яср, [c.294]

Температурная зависимость предела текучести одна и та же для отожженного и наклепанного образца. Скорость наклепа на начальном участке кривой напряжение— деформация меньше, чем скорость наклепа для отожженных кристаллов. После некоторого деформирования структура дислокаций, наблюдаемая в электронном микроскопе, такая же, как и в нормально обработанных и деформированных образцах. [c.233]

Для всех кривых справедливо температурно-временное подобие. Для зависимости деформации до разрушения от напряжения область рассеяния экспериментальных данных значительно шире, чем для третьей стадии и области лавинной ползучести. Тем не менее прогнозирование деформации до разрушения принципиально возможно. [c.59]

По-видимому, будет поучительно вернуться к 1.7 и вспомнить общий характер изменения модуля упругости Е, температурного коэффициента линейного расширения а и произведения Еа в зависимости от гомологической температуры (отношения абсолютной температуры Т к температуре плавления Тт), изображенного для алюминия и железа на рис. 13.1, 13.2, а также вспомнить изменение кривой напряжение — деформация , охватывающей переход от упругого к пластическому диапазону деформаций, и изменение предела текучести в зависимости от температуры (см. пример для никелевой стали, приведенный на рис. 13.3, 13.4), [c.458]

При этом работа деформации должна определяться при соответствующих видах деформации в отдельном эксперименте. Следует приближать временные и температурные условия к применяемым во время раздира. Поэтому работу деформации надо определять экспериментально в одинаковых условиях [478], например, по площади под кривой напряжение — деформация (с учетом деформируемого объема). [c.207]

Основные кривые напряжений и температурные графики пластичности до кюрия приводятся в сущности для всех металлов Периодической системы. [c.4]

Испытания ударной вязкости широко применяются для оценки склонности металла к хрупкому разрушению при низких температурах, Преимуществом этого метода является простота эксперимента, учет влияния скорости нагружения и концентрации напряжений. Для оценки хладноломкости обычно проводят испытания серии образцов при понижающихся температурах. Полученные кривые зависимости ударной вязкости от температуры называют сериальными кривыми хладноломкости (рис. 51). С помощью кривых определяют температурный порог хладноломкости. При [c.89]

Рис, 6,45, Влияние напряженности магнитного поля (числа у кривых) на температурную зависимость индукции железа [c.129]

Согласно схеме Иоффе, критическая температура хрупкости определяется точкой пересечения двух кривых критического напряжения хрупкого разрушения акр, практически не зависимого от температуры, и температурно-зависимой характеристики — предела текучести От- Из рис. 2.5, а видно, что при Т < 7"кр металл разрушится хрупко, а при Т > Гкр перед разрушением он будет пластически деформироваться. [c.57]

Использование критерия хрупкого разрушения в виде (2.1) во многих случаях позволяет прогнозировать несущую способность различных конструкционных элементов в частности, результаты расчета по условию (2.1) весьма удовлетворительно соответствуют экспериментальным данным при испытании образцов с концентраторами [101] в случае реализации довольно больших пластических деформаций по достижении условия oi = = S (ef), где ef — интенсивность пластической деформации. Однако применение критерия хрупкого разрушения в виде (2.1) для прогнозирования условий разрушения образцов с острыми концентраторами или трещинами связано со значительными трудностями. В частности, моделирование температурной зависимости критического коэффициента интенсивности напряжений Ki T) на основе условия (2.1), как будет показано в подразделе 4.2, не позволяет адекватно описать экспериментальную кривую. Указанные обстоятельства приводят к необходимости дополнительного анализа условий хрупкого разрушения. Такой анализ на основе физических процессов, контролирующих хрупкое разрушение материала, представленный ниже, позволил дать новую формулировку необходимого условия хрупкого разрушения— условия зарождения микротрещин скола — и предложить физическую интерпретацию зависимости критического напряжения хрупкого разрушения S от пластической деформации [75, 81, 82, 127, 131]. [c.60]

Влияние же температуры на интенсивность деформационного упрочнения, напряжение течения и предел прочности оказывается [18] прямо противоположным влиянию на предел текучести. Например, у металлов с ГЦК-решеткой интенсивность деформационного упрочнения (да/дг) и предел прочности существенно возрастают с понижением температуры. Так как предел текучести почти не зависит от температуры, то отношение пределов прочности и текучести при низких температурах возрастает, данное обстоятельство делает металлы с ГЦК-ре-шеткой особенно перспективными для использования при низких температурах. У металлов с ОЦК-решеткой интенсивность деформационного упрочнения с понижением температуры либо сохраняет постоянное значение, либо уменьшается. Вследствие этого кривая температурной зависимости предела прочности либо приблизительно эквидистантна кривой предела текучести, либо отклоняется вниз с понижением температуры. Таким образом, пластичность (в данном случае — равномерная деформация) металлов с ОЦК-решеткой при низких температурах снижается, для многих из них характерен переход от вязкого поведения к хрупко.му что резко ограничивает возможность их исполь- [c.17]

В свете развитых выше представлений интересно вернуться к сравнению механических свойств деформированного и рекристаллизованного молибдена. Эти свойства приведены на рис. 4.16 в виде совмещенной для двух состояний диаграммы ИДТ [41], в верхней части которой показаны для каждого состояния кривые температурной зависимости предела текучести сто.г (кривые 10 и 11) и разрушающего напряжения 5 (кривые 12 и 13) в нижней — характеристики [c.179]

Совпадение величин и (си-С Сэкв) отражено и па рис. 4.15 (кривые 2 и 3), из которого следует, что при одинаковой деформации разность значений разрушающего напряжения 5 в основном определяется величиной А5. Судя по кривым 12 и 13 (рис. 4.16), такая закономерность справедлива во всем температурном интервале вязкого разрушения. [c.180]

В уравнении (2.3.21) функция напряжений и функция числа полуциклов для данной температуры определяются для мгновенных кривых циклического деформирования, получаемых при непрерывном (без температурных выдержек) циклическом деформировании со скоростями нагружения, позволяющими исключить влияние общей продолжительности деформирования, т. е. P2 t). В настоящее время, как отмечалось выше, имеются экспериментальные возможности получения кривых мгновенного циклического деформирования путем проведения испытаний при достаточно высоких скоростях нагружения. [c.96]

Это означает, что условия стесненной деформации в толстых сечениях при наличии определенного концентратора напряжений не воспроизводятся испытаниями образцов Шарпи с V-образным (кли-надрезом. температурной за-поглощенной энергии, построенная методом определения ТНП, в левой своей части либо совпадает с кривой, [c.211]

Большее приближение к реальным условиям достигается, если в момент, соответствующий точке S, понизить температуру газового потока до значения, отвечающего натурному и обеспечивающего равномерное поддержание температуры металла кромки от точки 5 до точки В. В таком случае к началу второго полуцикла температурное поле выравнивается и соответствует натурному. Длительности полуциклов при указанном моделировании остаются равными, при этом осуществляется максимально близкое к реальному изменение температур кромки в течение цикла (кривая AM SB, рис. 66, а). Сохраняются характер и уровни максимальных напряжений (кривая АМ В, рис. 66, б). Недостатком является только то, что максимальным напряжениям в модели будут соответствовать более высокие уровни температур (точка М ). [c.199]

Еще труднее установить величину допустимого напряжения. В конструкциях с коэффициентом запаса, равным 1,5, допустимое напряжение можно определить как две трети предела прочности или как напряжение, вызывающее либо необратимую деформацию слоистого композита, либо чрезмерную потерю жесткости (смотря по тому, что меньше). Для типичного эпоксидного боропластика с ориентацией волокон 0° разрушение происходит при напряженки 140 кгс/мм , тогда как предел пропорциональности (иамененке наклона кривой напряжение — деформация) составляет 84 кгс/мм . Соответственно за допустимое следует принять напрян ение 84 кгс/мм . Зачастую полиимидиые углепластики с ориентацией волокон по слоям о, 45 и 90° под действием температурных [c.98]

Слишком низкая температура газа по сравнению с реальной не представляет опасности с точки зрения накопления повреждений, однако может повлиять на выбор необходимой длительности второго полуцикла. Изменение температур в кромке лопаток при таких испытаниях приближенно показано линией ASKL. Если бы в точке S нагрев не прекращался, то изменение напряжений при охлаждении можно было бы представить линией SB (на кривой напряжений). Однако, поскольку в точке S начинается охлаждение, график изменения напряжений примет совершенно другой характер (показано стрелкой). Началу второго цикла при режиме испытаний (штрихпунктирная линия) будут соответствовать совершенно новые начальные условия, что, конечно, также приведет к существенному перераспределению напряжений. Для того чтобы по возможности снизить степень искажения характера температурных и напряженных состояний в цикле, целесообразно время окончания цикла перенести из точки К в точку С, т. е. дать выдержку при T rmin до времени, соответствующему длительности реального цикла. Следует немного сократить это время, поскольку равномерное поле установится несколько раньше. Температура металла в конце цикла может быть чуть ниже температуры в точке С, так как для обес- [c.198]

На рис. 2.51 показаны кривые напряжение — деформация, иллюстрирующие деформационное поведение поликристаллических образцов сплава Си — А1 — N1 [45]. Хотя в температурной области ниже точки поликристаллических образцов и наблюдается упругая деформация в мартенситном состоянии (см. рис. 2.51, а), но миграция поверхностей раздела между мартенситными фазами или двойниковых границ внутри кристаллов мартенсита происходит с большим трудом, чем в монокрис-таллических образцах. Можно считать, что причиной этого является [39, 40] взаимное стеснение кристаллических зерен. В температурной области выше точки напряжение образования мартенсита, как и в [c.108]

На рис. 2.52 показаны кривые напряжение — деформация, характеризующие деформационное поведение сплавов Си — 2п — 51. Видно, что наряду с почти совершенным эффектом памяти формы сплавы проявляют [46] совершенную пседоу пру гость в интервале напряжений порядка 200 МПа. Если деформировать образцы при напряжениях выше указанных, то независимо от температурной области выше точки (деформация при 180 °С или 220 °С) даже при снятии нагрузки форма не восстанавливается полностью до исходной, наблюдается остаточная деформация. Причиной этого является постоянная деформация, возникающая вследствие скольжения. В трех компонентных сплавах на основе Си — Zп скольжение происходит легко, это вызывает релаксацию напря- [c.109]

В гексагональных металлах (цинке, кадмии, магнии) обычно отмечается линейная зависимость между напряжением и деформацией на всем протяжении деформирования, особенно в области низких и высоких температур. При этом скорость деформационного упрочнения сильно зависит от температуры, но при низких температурах кривая утрачивает температурную зависимость. Для металлов с о. ц. к. решеткой наблюдается сильная зависимость кривой деформации от температуры. Во многих случаях пластическая деформация развивается путем двойнико-вания — однородного сдвига, при котором одна часть кристалла становится зеркальным отображением другой. Двойникование [c.290]

На рис. 5.106, б представлена карта видов (механизмов) разрушения в стали 12Х1МФ, построенная по результатам металлографического анализа [225]. Штрихованный контур ограничивает область исследованных температур и напряжений. Температурно-силовая область А является областью разрушения преимущественно по механизму зарождения и роста микропор (пор) по границам зерен при исходном состоянии. Область С соответствует области вязкого разрушения. В области В (переходная область) наблюдается вязкое разрушение и присутствие пор. Длительная эксплуатация приводит к заметному смещению границы порообразования в область более низких напряжений (рис. 5.106, б). Перегиб на кривой длительной прочности, соответствующий переходу к межзеренному разрушению порообразованием, часто удается получить только при длительных (до 15-20 тыс. ч) испытаниях. [c.357]

Проблемы уменьшения габаритов и стоимости калориметров решаются путем создания приборов специального назначения, работающих в узких температурных интервалах и рассчитанных на определенный круг исследуемых процессов, а также разработкой термостатирующих устройств, использующих последние достижения прецизионного. терморегулирования. В частности, фирмой ЛКБ (Швеция) выпускаются две модели микрокалориметров, удобных для широкого круга исследовательских работ. Проточный микрокалориметр ЛКБ-10700-7 имеет в центре металлического теплового резервуара блок теплообмена, который окружен калориметрическими блоками. Калориметрические блоки состоят из проточных реакционных сосудов, поверхности которых покрыты спаями термопар, вторые спаи которых находятся в тепловом контакте с тепловым резервуаром. Вступающие в реакцию вещества прокачиваются в реакционный сосуд и измеряется возникающий при этом поток. Перед началом эксперимента нет необходимости ждать выравнивания температуры, поскольку вступающие в реакцию вещества термостати-руются и принимают температуру теплового резервуара, прежде чем они попадают в реакционный сосуд. В переворачиваемом микрокалориметре ЛКБ-10700-2 тепло, выделяющееся в реакционном сосуде, переводится в относительно большой окружающий этот сосуд резервуар. Количество тепла, выделяемого или поглощаемого в ходе реакции, определяется на основании получаемой в ходе эксперимента кривой напряжение — время (напряжение изменяется вследствие изменения градиентов температуры в батареях термопар). Реакционные сосуды идентичны по конструкции и имеют по два отделения, в каждое из ко- [c.288]

ВДОЛЬ шва о, направленных перпендикулярно длине шва Ог — направленных по толщине пластины [48]. Показано, что третий компонент напряжений ст зависит от толщины шва и от величины тепловой нагрузки Q, измеряемой в калориях, отнесенных к одному квадратному сантиметру площади шва. На фиг. 99, б показаны эпю ры температурных напряжений вх, из которых следует, что чем меньше тепловая нагрузка, а следовательно, и неравномернее распределение Т, тем больше ст - При нормальных режимах одноиро-ходной сварки (правые участки кривых) напряжения 0-, даже при 5 = 70 мм, не превышают при указанном способе укладки шва цифры 400 кГ1см . При меньших толщинах эти напряжения еще незначительнее. Напротив, при неограниченном возрастании тол- [c.197]

Указанное следствие вытекает из второго важного момента предложенной схематизации процесса хрупкого разрушения условия зарождения, страгивания и распространения трещин скола являются независимыми. Разрушение в макрообъеме в зависимости от температурно-деформационных условий нагружения может контролироваться одним из перечисленных процессов. Для случая одноосного растяжения условия зарождения, страгивания и распространения микротрещин скола можно изобразить в виде схемы (рис. 2.7), использовав параметрическое представление в координатах а — Т. Кривая 1 соответствует условию зарождения микротрещин скола, причем это условие не совпадает с условием достижения макроскопического предела текучести. Прямая 2, отвечающая напряжению а=5о, есть условие страгивания. Линия 3 определяет условия распространения микротрещин скола в изменяющейся в процессе деформирования структуре материала. Очевидно, что при условии о От параметр ap = onst, поскольку в этом случае rie сформированы [c.65]

Нагрев и охлаждение металлов вызывают изменение линейных размеров тела и его объема. Эта зависимость выражается через функцию свободных объемных изменений а, вызванных термическим воздействием и структурными или фазовыми превращениями. Часто эту величину а называют коэффициентом линейного расширения. Значения коэффициентов а в условиях сварки следует определять дилатометрическим измерением. При этом на образце воспроизводят сварочный термический цикл и измеряют свободную температурную деформацию ёсв на незакрепленном образце. Текущее значение коэффициента а представляют как тангенс угла наклона касательной к дилатометрической кривой дг в/дТ. В тех случаях, когда полученная зависимость Вс Т) значительно отклоняется от прямолинейного закона, в расчет можно вводить среднее значение коэффициента ср = tg0 p, определяемое углом наклона прямой линии (рис. 11.6, кривая /). Если мгновенные значения а = дгс /дТ на стадиях нагрева и охлаждения существенно изменяются при изменении температуры, то целесообразно вводить в расчеты сварочных деформаций и напряжений переменные значения а, задавая функции а = а(Т) как для стадии нагрева, так и для стадии охлаждения. 4В [c.413]

Приближенный метод определения температурных напряжений в тонкостенном цилиндре, использующий кривую прогибов балки на упругом основании, можно также применить в случае, когда температура вдоль оси цилиндрической оболочки меняется 1). Соответствующее внешнее давление будет устранять радиальное расширение каждого элементарного кольца, тогда как осевое расширение происходит свободно. Устранение этого давле1 ия с целью соединения отдельных колец представляет собой легко решаемую задачу, уже не связанную с действием температуры. [c.454]

Для соответствующих предельных состояний (хрупкого и квазихрупкого) по данным о критических напряжениях ак для образцов с надрезом (кривая 2) производят вычисление критических напряжений для элемента конструкции. В области А при вычислениях в качестве критерия разрушения используют критическое значение коэффициента интенсивности напряжений Ки или раскрытия трещины бк- Определение для температуры Т = — Тэ величин Стк при известном Ki проводится по уравнениям (2.9) линейной механики разрушения (ЛМР) и температурным зависимостям Ki типа (3.4). В области Б (нелинейная механика разрушения — НЛМР) в качестве критерия разрушения используют критическое напряжение Стк, зависящее от температуры Т [по уравнению (3.6)], размеров сечения [по уравнению (3.7)] и размеров трещины [по уравнению (3.8)]. Величины КгеП [c.66]

У многих технических диэлектриков при электрическом пробое электрическая прочность практически не зависит от температуры в сравнительно широком диапазоне температур. При построении графиков зависимости электрической прочности технических диэлектриков от температуры часто обнаруживаются две области при сравнительно низких температурах электрическая прочность от температуры не зависит, при более высоких — резко падает с увеличением температуры. В первом случае мы имеем область электрического пробоя, во втором— электротеплового (рис. 2-32). В кристаллах при импульсах продолжительностью 10 с и меньше наблюдается слабый рост электрической прочности с ростом температуры, а при импульсах большей длительности и при постоянном напряжении в кривой температурной зависимости электрической прочности может быть максимум. При пробое тонких пленок органических высокомолекулярных соединений иногда наблюдается рост элек- [c.80]

При содержании второй фазы в пределах 1—10 % (об.) численные оценки с применением выражений (2.81) или (2.82) и (2.83) превышают напряжение Орована в 1,5—2 раза, что на основании рассмотренной выше модели соответствует наличию одной или двух остаточных петель вокруг частиц, что хорошо подтверждается электронно-микроскопическими данными [166]. Сравнение оценки по уравнению (2.82) с экспериментальными данными для сплава Nb — 4 % (об.) ZrN (рис. 2.28, кривые 2иЗ) показывает практически полное совпадение их в широком температурном интервале. Однако, как показывает анализ уравнений, при содержании второй фазы, меньшем 1 % (об.) и при г < 0,05 мкм (т. е. вблизи области дисперсионного упрочнения когерентными выделениями) выражение (2.81) дает завышенные значения Ат, что обусловлено рядом причин. Например, при малых размерах частиц, как отмечалось еще Анселлом [138], необходимо учитывать кривизну дислокационных линий остаточных петель, т. е. при г < 0,05 мкм некорректно использовать выражение (2.74) для вывода уравнения (2.81). Кроме того, в случае малых содержаний второй фазы и малых ее размеров должна резко уменьшиться вероятность встречи движущихся в плоскости скольжения дислокаций с частицами, т. е. должно увеличиваться эффективное расстояние между частицами. Интересно, что, если в уравнение (2.82) подставить выражение для эффективного расстояния между частицами [c.81]

Объяснение температурного хода кривой 3 может быть дано в рамках сложившихся в последние годы представлений о поведении по-ликристаллических ОЦК-металлов в температурном интервале хрупкопластичного перехода. В этом интервале трещины, которые образуются на первых этапах пластической деформации возле или по границам зерен [9, 81, 414, 4351, не могут ускоренно расти из-за достаточно легко протекающих процессов локальной пластической деформации. Последние приводят к релаксации напряжений в вершинах трещин и к их скруглению [9, 18, 439, 4401. Поэтому дальнейший рост трещин происходит медленно по мере подъема внешнего напряжения и лишь как исключение могут наблюдаться отдельные случаи скачкообразного увеличения при слиянии двух или более трещин. [c.219]

Эти процеесы приводят к изменению положения температур-но-еиловой границы перехода ползучести из области а в область б карты для длительно работающего металла. Поетро-ение кинетических кривых температурно-силовой зависимости ползучести для длительно работающего металла показывает, что переход от прямолинейной к криволинейной зависимости в координатах а=Т происходит при более низких напряжениях, чем в исходном состоянии. Построение границы перехода от низкотемпературной ползучести (зона а) к высокотемпературной ползучести (зона б) на картограмме механизмов ползучести показывает, что она смещается в сторону более низких напряжений по сравнению с исходным состоянием (рис. 2.4). [c.56]

На рис. 1 представлена температурная зависимость изменения длины образцов при разном уровне приложенных напряжений. При охлаждении без приложения внешних напряжений на кривой б—Т наблюдается перегиб при температуре 100° С, соответствующей точке М.З - , как и на обычной дилатограмме. Приложение небольших напряжений (5 кге/мм ) вызывает появление ступеньки па кривой изменения длины в интервале температур 120—100° С. Увеличение действующего на образец напряже- [c.107]

На рис. 3, а показаны режимы нагрева образцов при I = 15 мм, г = 0,2 мм (кривая 1) и охлаждения (кривая 5). В случае увеличения I при одинаго. ых граничных условиях теплообмена возрастает степень неравномерности температурного состояния и, следовательно, величина термических напряжений. Режим нагрева в этом случае можно представить кривой 2, при увеличении радиуса закругления от 0,2 до 0,6 мм — кривой 3, а при уменьшении температуры газа от 1773 до 1623 К — кривой 4. Кривые охлаждения будут начинаться с момента времени прекращения нагрева. Пунктиром показано изменение термонапряженного состояния в случае продолжения нагрева до равномерного прогрева. [c.343]

Обычно остаточные термические напряжения в композициях на основе пластических матриц намного превышают предел текучести матрицы, поэтому для их подсчета следует пользоваться формулами, описывающими упругопластическое состояние матрицы по методике, предложенной в работе [24]. Интересная методика экспериментального определения остаточных термических напряжений на основе анализа кривых температурного расширения композиций и кривых растяжения материалов матрицы и волокна описана в работе [11]. На рис. 21 показана зависимость остаточных напряжений от температуры для композиции на основе никелевого сплава ХН78Т (ЭИ435) — вольфрамовая проволока. Как видно, при нагреве композиции напряжения релакси-руют при температуре То напряжения в матрице и волокне равны [c.63]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...