Дефект модуля

Для изучения радиационных повреждений и определения истинного предела упругости, влияния на его величину облучения во многих работах используются данные исследований явления не-упругости с помощью измерения внутреннего трения и дефекта модуля. При облучении даже сравнительно небольшими дозами нейтронов, электронов или 7-лучей на несколько процентов увеличивается модуль упругости и в десятки раз снижается величина внутреннего трения. Согласно данным зависимости внутреннего [c.58]

Зависимости декремента затухания и дефекта модуля от дозы облучения определяются выражениями [c.72]

Решение поставленной задачи определяется фор,мулами (23), (24). Возможна их простая интерпретация в терминах теории линейной вязкоупругости мнимая часть комплексного модуля сдвига характеризует демпфирующую способность материала, тогда как интегральная добавка к вещественной части определяет так называемый дефект модуля. [c.154]

Значительное место главы 2 уделено исследованию макроструктуры мартенсита в ходе реконструктивного превращения ( 7 главы 2). Анализ экспериментальных данных в п. 7.1 указывает на существенно неравновесный характер такой структуры, наиболее ярко проявляющийся в сложном строении петли гистерезиса. Показано, что использование теории Ландау при описании мартенситного превращения требует учета дально-действующих упругих полей, наличие которых приводит к фрактальной зависимости термодинамического потенциала от параметров макроструктуры (п. 7.2). В свою очередь, такая зависимость является отражением иерархического соподчинения элементов мартенситной структуры, относящихся к различным уровням. В результате ее изменение изображается движением по двумерному иерархическому дереву (п. 7.3). Использование такого представления позволяет понять особенности акустической эмиссии в ходе превращения. Количественная картина, развитая в п. 7.4, объясняет дефект модуля мартенситного кристалла и природу эффекта памяти формы. Показано, каким образом процесс пластической деформации сказывается на мартенситном превращении. [c.10]

Следовательно, возникает поглощение звука и изменение его скорости (в теории дислокаций дисперсию скорости принято называть дефектом модуля). Это поглощение имеет резонансный характер и максимально в области резонансной частоты зависящей от длины петли. Предполагается, что потери при колебаниях пропорциональны скорости движения петель. [c.264]

В доброкачественной зоне комплексный импеданс определяется всеми слоями изделия, колеблющегося как единое целое, причем его модуль имеет относительно большое значение. Дефект (непроклей, расслоение) ослабляет механическую связь отделенного им слоя с основной массой ОК- В зоне дефекта модуль [c.226]

Облучение сильно влияет на механические свойства. Обычно материал упрочняется из-за того, что возникшие под влиянием облучения дефекты тормозят движение дислокаций. Модуль упругости растет, разрушение вместо пластического становится хрупким ). Эти изменения иллюстрируются на рис. 13.3 графиками деформация — напряжение для малоуглеродистой стали при облучении ее различными потоками нейтронов. [c.653]

Из этого выражения следует, что в процессе горячей деформации сильнее упрочняются (меньше скорость деформации) металлы и сплавы, характеризующиеся малым коэффициентом диффузии, высоким значением модуля упругости и низким значением энергии дефектов упаковки. [c.365]

Модуль упругости Е практически не зависит от химического состава и термической обработки стали. Приведенный здесь предел прочности установлен экспериментальным путем. Он во много раз (в 100 раз и более) меньше теоретических значений, подсчитанных исходя из сил межатомных связей. Это объясняется отклонением строения реальных кристаллов металла от идеального строения кристаллических решеток, т. е. несовершенством (дефектами) кристаллических решеток реальных металлов. Наибольшее влияние на снижение прочности металла оказывают [c.37]

Протяженный дефект (например, расслоение) рассматривается как появление в системе дополнительного промежуточного слоя с отличными от основной среды свойствами. В этом случае задача обнаружения дефекта решается путем нахождения модуля [c.229]

Рис. 37. Годографы (а) и графики модулей (ff) приращений напряжения проходного ВТП в зависимости от глубины узких длинных поверхностных дефектов в неферромагнитном цилиндре и от обобщенного параметра л -

Зависимость относительного модуля Л вектора сигнала ВТП от от-носительной длины дефекта 1 = = l/2Rn цилиндрического объекта показана на рис. 40. Здесь [c.117]

В этом случае необходимо учитывать зависимость сигналов, вызванных дефектами, от напряженности магнитного поля в рабочей зоне. На рис. 46 приведена зависимость Л/У для поверхностных дефектов в прутке квадратного сечения из конструкционной стали (Ст5, 10, 30) при х 6,25, а на рис. 47 — та же зависимость для модуля ЛО . В данном случае под А понимается отношение = [c.120]

Рис. 47. Зависимость модулей сигналов проходного ВТП от дефектов типа А в стальном прутке квадратного сечения от напряженности поля

Интегральный резонансный метод применяют для определения модулей упругости материала по резонансным частотам продольных, изгибных или крутильных колебаний изделий простой геометрической формы. Этот метод используют для контроля небольших изделий, абразивных кругов, турбинных лопаток [10]. Наличие дефектов или изменение свойств материалов определяют по отклонениям резонансных частот. [c.203]

Возможности и особенности метода. Чувствительность метода зависит от параметров контролируемого изделия. С уменьшением толщины обшивки и увеличением жесткости и массы внутреннего элемента на единицу поверхности изделия чувствительность возрастает. В благоприятных условиях выявляются дефекты диаметром 3 мм и менее. В случае жесткого внутреннего элемента (например, толстого металлического лонжерона) предельная толщина обшивок наибольшая (см. табл. 28). Для конструкций с внутренними элементами небольшой жесткости или выполненными из легких материалов с малыми модулями упругости (пенопласт и т. п.) предельная толщина обшивок уменьшается. [c.298]

Для конструкций с периодической структурой внутреннего элемента (сотовый заполнитель, гофр и т. п.) характерно периодическое изменение Zh в зонах доброкачественного соединения. Так, в сотовых панелях значения I Zh I минимальны над центрами ячеек и максимальны над их вершинами, Соответственно изменяются модуль Р (амплитуда t/j) и аргумент ij) коэффициента передачи преобразователя (рис, 99). Если сигнализатор дефектов срабатывает при уровне сигнала ниже отмеченного цифрой 1, то регистрируются только дефектные зоны. При уровне II срабатывания сигнализатора сотовые ячейки регистрируются как дефекты. Разброс показаний в доброкачественных зонах тем больше, чем меньше жесткость обшивки и крупнее ячейки заполнителя. При неблагоприятных параметрах импедансы изделия в дефектных зонах и над центрами ячеек соизмеримы, что затрудняет контроль вручную. Указанные трудности устраняются при механизированном контроле с записью результатов. [c.298]

Эти постоянные могут быть определены, если известна их связь с какими-либо величинами, определяемыми из опыта [43 — 47]. Так, постоянные а, ц, мояшо связать с модулями упругости Си кристалла и, например, для кубических кристаллов по значениям Сц, С 2 и Сц найти три величины такого типа. Для определения констант можно использовать данные по зависимости размеров и формы элементарной ячейки от концентрации дефектов [44—46]. Для кубических кристаллов одна такая константа определяется производной атомного объема по концент- [c.75]

Термоактивационный анализ кинетики микропластической деформации в монокристаллах Мо. Скоростная зависимость деформирующих напряжений, из которой определялась величина активационного объема, снимались экспериментально на монокристаллах Мо в области микро- и макротекучести. Полученные данные представлены на рис. 87, 88. Видно, что на псевдоупругой стадии деформирования в области микротекучести изменение скорости деформации от j = 1,67 10 с до 62 = = 1,67 10 с приводит к явному появлению дефекта модуля (изменения угла наклона кривой а — е, отмеченные стрелками). При обратном переходе от ёз к i наблюдается уменьшение деформирующего напряжения Да, причем как величина дефекта модуля, так и Дст растут с увеличением степени деформации и величины приложенных напряжений, что свидетельствует о протекании термоактивированных процессов движения дислокаций в кристалле Мо при напряжениях, намного меньших макроскопического предела текучести, и коррелирует с имеющимися литературными данными для ОЦК-металлов [85, 86, 362, 363, 484-489]. Так, в работах [362, 363] было обнаружено следующее движение винтовых дислокаций в системе 112 < 11 Г> начинается при очень малых напряжениях сдвига т = 25—35 гс/мм дислокации движутся при этом с весьма большой скоростью V > 1 см/с для размножения свежевведенных дис-148 [c.148]

Проведенный ниже анализ показывает, чтО исходной причиной указанной двойственности поведения мартенситной структуры является ее неравновесность. В свою очередь, неэргодичность процесса мартенситного превращения обусловлена иерархическим соподчинением деталей мартенситной макроструктуры, отвечающих различным ее уровням. Замкнутое описание такого рода неравновесных процессов достигается использованием неэргодической теории [85-87, 100, 143]. На ее основе удается единым образом представить микроскопические и макроскопические детали мартенситного превращения (сочетание взрывной кинетики роста микроструктуры при практически полной замороженности макроструктуры, температурную зависимость дефекта модуля макроструктуры, особенности поведения макродеформации при изменении внешних условий и т.д.). [c.176]

В п. 7.1 мы привели экспериментальные данные, указывающие направление развития термодинамической картины эволюции макроструктуры мартенсита, изложенной в п. 7.2. В результате была разработана фрактальная концепция, основывающаяся на представлении об иерархической соподчиненности в эволюции элементов макроструктуры, принадлежащих разным уровням (п. 7,3). На каждом из них устанавливается квазистационарное распределение неравновесной системы, позволяющее использовать неэргодическую теорию [85-87]. Покажем, что основной объект этой теории — параметр неэргодичности — сводится к структурно зависимому дефекту модуля упругой податливости. [c.196]

Важную роль в формировании прочности углеродного волокна играет и химическая чистота исходного материала. Уместно подчеркнуть, что только прочность чувствительна к структурным дефектам. Модуль упругости Е практически не связан с ними. Значи-гельное влияние на Е оказывает диаметр волокна. С уменьшением [c.175]

Крупномодульные колеса с большим объемом зубьев дольше противостоят износу, могут работать длительное время после начала выкрашивания, менее чувствительны к перегрузкам и неоднородности материала (дефекты лигья и т. п.). При мелком модуле возрастают требования к точности и жесткости передачи, так как увеличивается возможность поломки зубьев вследствие концентрации нагрузки, в осо- [c.117]

Возможно расщепление единичной винтовой дислокации с модулем 0,5а [ИТ] на две частичные. В этом случае часть кристалла начиная, допустим, с ряда Е и выше смещается относительно части кристалла от ряда F и ниже (см. рис. 42, б) не на величину вектора тождественной трансляции 0,5а [111], как это было рассмотрено выше, а на одну треть его, т. е. (а/6) [111] (вектор тр). Пусть слои начиная с Е я выше сместились на (а/6) [Ш] (вектор рт). Слой F займет в плоскости (110) положение, аналогичное слою А и D в исходной решетке (см. рис. 42, г). Однако в плоскости (112) с новым положением совпадают плотноупакованные ряды слоя А, поэтому после смещения на (а/6) [ГГ1] слой Е будет уже н осителем признаков слоя А, а при смещении на (а/6) [111] слой С будет носителем признаков слоя Е (см. рис. 42). Дальнейших нарушений кристаллической решетки начиная со слоя Е и выше нет, поэтому чередование слоев в дефекте упаковки (см. рис. 42) будет DEFA FAB ... Таким образом, винтовая дислокация мощностью fei=(a/6) [iTl] (вектор рт) представляет собой одну границу дефекта упаковки. Другой гра- [c.82]

Рис. 141. Кривые а—е поликристаллов с одинаковой величиной зерна для серебра и твердых растворов серебро — галлий при 77 К. Стрелками указаны начало и конец стадии II. Энергия дефекта упаковки сплавов Ag—36 Ag-H +2 % Ga—32 Ag+6 % Ga—20 Ag-HO % Ga—10 эрг-см (a) и кривые 0—e поликристаллических металлов Ag 99,97 %, размер зерен 0,04 мм Си 99,999 % (0,03 мм) Ti 99,9 % (0,10 мм) А1 99,99 %. (0,11 мм) Fe 99,96 % (0,075 мм) Мо 99,98 % и Fe после зоииой очистки (0,09 мм). Различие температур плавления и модулей упругости учитывается величиной а/(ОГцд) (б)

Зависимость At/ от относительной глубины залегания дефекта под поверхностью — b/2R (см. рис. 36, дефект- типа В), показанная на рис. 39, а, построена для = 15. С увеличением 6 убывает модуль AU и значительно изменяется его аргумент. При увеличении от О до 0,1 arg (At) ) изменяется приблизительно на 90°. Это необходимо учитывать при реализации амплитуднофазового способа выделения информации. На рис. 39, 6 показано, что чувствительность к дефектам резко [c.116]

Рис. 39. Зависимость векторов (а) и модулей (<Г) прира щеиия напряжения проходного ВТП от глубины залегания узкого длинного дефекта в цилиндре

Сигналы от дефектов в ферромагнитных объектах могут быть определены по диаграммам для неферромагнитных объектов только в том случае, когда магнитную проницаемость материала можно считать постоянной. Это спра> ведливо для области слабых полей, когда [Ха —11а нач (Fa нач— начальная магнитная проницаемость). В этом случае сигналы, определяемые по диаграммам, должны быть увеличены по модулю в Иг нач раз фг нач — относительная начальная магнитная проницаемость). Кроме того, следует иметь в виду, что сигналы должны быть определены при тех же значениях параметра х , что и для неферромаг- [c.120]

Уравнения (3,56) могут быть решены прпбли ксппо методом последовательных приближений в случае слабой анизотропии, если положить си.1 = см -Ь с , где с — модули упругости, удовлетворяющие соотношению с х— с"2— — 2с44=0, справедливому для изотропных сред, п см- сы-Рассмотрим случай, когда дефект не нарушает кубической симметрии поля смещений. При этом можно в [c.47]

Рассмотрим теперь модель, в которой принимается, что точечный дефект находится в анизотропной упругой среде. Упругие свойства такой среды характеризуются уже пе двумя независимымп параметрами (например, X п ц) изотропной среды, а тензором модулей упругости число независимых компонент которого в общем случае равно 21. Будем рассматривать дефект как точечный источник деформаций и напряжений. Тогда в отсутствие объемных сил система трех уравнений равновесия такой анизотропной среды имеет вид [c.49]

Постоянная А, входящая в (3,24) —(3,27), может быть найдена, если известны свойства дефекта, определяющие его способность деформировать окружающую упругую среду. Для характеристики дефекта часто пользуются моделью по точечного дефекта, а сферического включения, помещенного в упругую, деформированную нм среду (матрицу). В рамках этой модели принимается, что в ун-2)угой, однородной, изотропной среде вырезано сферическое отверстие радиуса г, в пего вставлено сферическое включение (модули упругости которого могут и отличаться от модулей матрицы) радиуса Г2, причем может быть как больше, так и меньше Г. Поверхности сферы и отверстия приведены в соприкосновение п соединены. После отого произошла релаксация системы, в результате которой граница мезкду включением и матрицей установилась при некотором иромезкуточном между Гх н Г2 значении [c.62]

Прпмепенио рассматриваемого метода значительно упрощается, если ограничиться определением смещений атомов па больших расстояниях от дефекта, когда можно не учитывать явно атомпох структуры кристалла и пользоваться формулами теории упругости анизотропного континуума, условия равновесия которого теперь являются исходными вместо уравнений (3,07). В этом случае [43] в (3,73) мо кно ограничиться областью малых 1с и найти смещения и на больших расстояниях от точечного дефекта, поле смещений вокруг которого характеризуется известными значениями модулей упругости и зависимостью параметров решетки от концентрации дефектов. [c.85]

В работах [328, 330, 332, 339, 3551 было показано, что описание-кривой нагружения ОЦК-поликристаллов уравнением параболического типа (3.57) значительно расширяет возможности экспериментального изучения процесса деформационного упрочнения. Обобщением-результатов этих работ, а также ряда литературных данных [9, 289,, 290] является общая схема деформационного упрочнения поликристал-лических ОЦК-металлов и сплавов [47, 48] (рис. 3.33), которая отражает сложный многостадийный характер процесса, обусловленный поэтапной перестройкой дислокационной структуры при деформации. Считается, что перестройка структуры (от относительно однородного распределения дислокаций через сплетения и клубки к дислокационной ячеистой структуре) вызывает соответствующее изменение внутренних напряжений [2961, следовательно, и параметров процесса деформационного упрочнения. Данная схема основывается на анализе и обобщении результатов механических испытаний и структурных исследований, проведенных на десяти сплавах ОЦК-металлов [47, 481, которые различались по величине модуля упругости, энергии дефекта упаковки, наличию дисперсных упрочняющих фаз, уровню примесных элементов и размеру зерна (в пределах одного сплава). В частности, были исследованы при испытаниях на растяжение в интервале температур 0,08—0,5Гпл однофазные и дисперсноупрочненные сплавы-на основе железа (армко, сталь 45, Ре + 3,2 % 81), хрома, молибдена (МЧВП с размером зерна 100 и 40 мкм, Мо Н- 4,5 % (об.) Т1М, ЦМ-10-и ванадия (технически чистый ванадий), а также сплавы ванадия и ниобия с нитридами соответственно титана и циркония [95]. [c.153]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...