Харрис

Другая интересная проблема, связанная с накоплением зарядов, возникает при взаимодействии космического корабля с ионосферой. Дэвис и Харрис [1501 рассчитали траектории ионов около имеющего электрический заряд спутника в ионосфере без учета магнитного поля Земли путем решения уравнения Пуассона для спутников, размеры которых представлены в калибрах (10, 25 длин Дебая и т. д.). Торможение спутника, имеющего заряд, было изучено в работах [88, 391]. [c.444]

Например, нелинейная восприимчивость третьего порядка приводит к генерации четвертой, четвертого порядка к генерации пятой гармоники и т. д. Экспериментально генерация четвертой оптической гармоники была обнаружена в 1974 г. С. А. Ахмановым и его сотрудниками. Прямая генерация пятой гармоники в ксеноне наблюдалась экспериментально в 1973 г. Харрисом. [c.394]

Генерация разных гармоник позволяет путем многокаскадного умножения частот подойти ближе к коротковолновой части шкалы электромагнитной волны. Именно этим методом Харрису удалось получить в аргоне 12-ю гармонику неодимового лазера (к = 887 А). Изо дня в день в этой области, так же как и в других областях нелинейной оптики, появляются все новые и новые работы. Пока удалось получить излучение самой короткой длины волны до 800 А. [c.394]

Впервые на связь между масштабным эффектом и явлением нераспространяющихся усталостных трещин обратил внимание В. Харрис, который на основе дислокационной теории разрушения вывел зависимость между теоретическим и эффективным коэффициентами концентрации напряжений в виде Яс = е- А + (1-е- А)а . [c.77]

Иными словами, Харрис показал, что величину q можно рассматривать не как константу материала, а как проявление масштабного эффекта. Переходя к определению области нераспространяющихся усталостных трещин, последнее выражение можно переписать в виде [c.77]

Последней величиной, определение которой необходимо для получения пороговых значений амплитуды коэффициента интенсивности напряжений, является р — размер критически напряженного элемента у вершины трещины. Харрис на основе анализа зоны у вершины усталостной треш,ины установил, что размер критически напряженного элемента должен быть от 100 до 400 атомных расстояний данного материала. В работах Лю также было показано, что размер элемента структуры, который может характеризовать неоднородность свойств материала, должен быть от 0,025 до 0,1 мкм. Такой же размер критически напряженного объема получен прн анализе средней плотности дислокаций у вершины усталостной треш,ины. Постоянная, фигурирующая в теории Нейбера как элемент, по-которому усредняется действующее в вершине трещины напряжение, также имеет порядок, близкий к приведенным размерам критически напряженного объема. Таким образом, размер критически напряженного объема у вершины усталостной трещины можно принять равным 0,02—0,1 мкм. Однако из условия минимума порогового значения амплитуды коэффициента интенсивности напряжений целесообразно выбрать значение р, близкое к нижней границе. В этом случае погрешность в определении пороговых условий пойдет в запас прочности. [c.127]

Харрис [186] исследовал распухание серии сталей с 18 3 вес. % Сг и с различным содержанием никеля после облучения ионами и Сг " " с энергией 46,5 МэВ при температуре 600—625 С [c.170]

Харрис [186] предположил, что скорость радиационного распухания сплавов Fe — Сг — Ni зависит от их структурного состояния в течение облучения сопоставление величины распухания и структурного состояния сплава при температуре облучения покачало, что наименьшим распуханием обладают сплавы однофазной [c.173]

Самодиффузия. Данные о самодиффузии фреона-13 в справочной литературе отсутствуют. Недавно Харрис [4.41] выполнил подробные измерения Оц в газовой фазе фреона-13 при Т = = 303—348 К и p = SJ—188 МПа. В этой работе особое внимание уделялось изучению плотностной зависимости в критической области, но так называемой критической аномалии не обнаружено. Для каждой из трех изотерм составлены уравнения типа (0.50) при я = 0 и т = 3. Отмечается также, что функция Dii/yr линейно зависит от мольного объема до со = 2. [c.170]

Имеет значение для металлургии как носитель С1 при хлорирующем обжиге и как составная часть солевых расплавов (метод Харриса, солевое защитное покрытие и т. д.) [c.371]

Харрис с сотрудниками предположили, что этот механизм в решающей степени определяет энергию разрушения некоторых материалов на основе углеродных волокон. Очевидно, что оба этих механизма в сочетании с собственной энергией разрушения волокон и матрицы вносят основной вклад в общую энергию разрушения волокнистых композиционных материалов. Нехрупкая матрица и пластически деформируемые волокна могут вносить за- [c.127]

В 1968 г. Харрис предложил с помощью сравнительно простых электронных устройств дифференцировать кривые N E) по энергии (рис. 7.4). Это резко увеличило чувствительность метода и позволило выделить в спектре сигнал адсорбированных частиц, количество которых составляет около 1 % моноатомного слоя. На рис. 7.5 показан Оже-спектр очищенной поверхности олова. Кроме линий олова, обнаружены остаточные загрязнения углеродом, хлором и кислородом. [c.152]

Харрис. Коэффициенты интенсивности напряжений для полых цилиндричевких образцов с наружным кольцевым надрезом. -, , Теор.основы инж.расчетов, IM7, II. [c.117]

Изучая реакцию между никелем и окисью алюминия, Меган и Харрис [23] отжигали образцы на воздухе. При этом кислород поступал в систему и растворялся в никеле до насыщения. Насколько важно условие насыщения матрицы для выполнения параболического закона роста, показано в работе [35], которая уже обсуждалась в разд. В в связи с реакцией между карбидом кремния и титаном. Толщина реакционного слоя измерялась металлографически по косым сечениям. Ранее было установлено [26], что продуктом этой реакции является шпинель NIAI2O4, и обсуждались условия образования этого соединения. В частности, необходимым условием протекания реакции является присутствие достаточного количества кислорода. Давление кислорода над на- [c.125]

На основе результатов испытаний композитов с полиэфирной матрицей, армированных направленно расположенными углеродными волокнами, Харрис и др. [14] пришли к выводу, что Vs энергии разрушения расходуется на вытягивание волокон. В этих экспериментах поверхность волокон подвергали различным видам обработки, изменявшим прочность связи (последнюю оценивали косвенно — по величине прочности при межслоевом сдвиге). В случае наименее прочной поверхности раздела (минимальная сдвиговая прочность) волокна вытягивались на большую длину и энергия разрушения была выше. Аналогичные результаты были получены для композитов с эпоксидной матрицей, армированных углеродным, волокном [2, 42]. Фитц-Рендольф и др. [10], исследовавшие бор-эпоксидиые композиты, заключили, что значительный вклад в работу разрушения вносит и энергия разрушения волокна, и работа вытягивания разрушенных волокон из эпоксидной матрицы. По мнению Меткалфа и Кляйна [27], при данной прочности волокон с ростом коэффициента ее вариации усиливается тенденция к разрушению волокон в точках, далеко отстоящих друг от друга, что-должно привести к увеличению вязкости разрушения (рис. 11). [c.281]

При исследовании композитов никель — окись алюминия Мур [33] определил, какие сочетания состава сплава и давления кислорода в газовой среде способствуют образованию шпинели NiAb04. В гл. 3 были рассмотрены данные Мегана и Харриса [31] о кинетике реакции АЬОз с насыщенным кислородом никелем. Из данных этой работы не ясно, способствует ли образование шпине- [c.334]

Келли и Дэвиса i[20]. Однако применительно к указанным системам в этих работах не затронуты вопросы снижения прочности волокон при изготовлении композита и ожидаемого изменения таких механических свойств, как, например, поперечная прочность, которые наиболее чувствительны к процессу образования связи на поверхности раздела. Как будет показано ниже, на эти вопросы, по крайней мере для матрицы Ni — Сг, можно ответить на основании данных работы Мегана и Харриса [31]. [c.339]

Продольная прочность композита с матрицей из никелевого сплава, упрочненного непрерывными волокнами сапфира с гальваническим Ni-покрытием i[39], оказалась выше, чем у никеля, упрочненного усами сапфира, однако выдергивание волокон на изломах говорило о слабой связи в композите. Продолжая работы над Ni и Ni — Сг матрицами, упрочненными сапфиром с покрытием Y2O3, Ноуан ([37] обнаружил разупрочнение волокон в композитах, изготовленных горячим прессованием пучков 0°-ных волокон и фольги. Одновременно Меган и Харрис [31] использовали [c.346]

В работе, посвященной упрочнению Ni и Ni — Сг сапфиром, Меган и Харрис [31] изучали поперечную прочность композита с матрицей Ni-18,5 r в зависимости от объемной доли волокна и условий прессования. На рис. 23 приведены их данные и теоретические оценки поперечной прочности в зависимости от объемной доли волокна для случаев идеальной связи и ее отсутствия, рассмотренные в гл. 5. [c.347]

Джиттус и Уоткин [56, 1101 исследовали сплавы Fe — Сг — Ni после облучения в реакторе DFR при температуре 400—600° С дозой 30—48 с/а. Исходя из предположения, высказанного Харрисом, они построили зависимость величины распухания от различия свободной энергии аустенитного и ферритного состояний сплава при 600° С б (Af), являющегося характеристикой термодинамической устойчивости аустенитного состояния сплава в течение облучения (рис. 102). Видно, что с увеличением S (Д f) наблюдается уменьшение радиационного распухания сплава, следовательно, как и ожидалось, повышение термодинамической устойчивости аустенитного состояния сопровождается увеличением сопротивляемости материала радиационному распуханию. [c.174]

Простейший пример Т,-н, реализуется в модели Харриса, описывающей неустойчивость плоского слоя плазмы толщиной L с плотностью равновесного тока у,(д )= —( Bo/47tL)/ h (jr/L), к-рый создаёт конфигурацию с обращённым магн, полем = [c.114]

В работе [106] было показано, что пористость композиционных материалов в решающей степени снижает их сдвиговую прочность, а в работе [108] было установлено, что присутствие 5% (об.) пустот в стеклопластиках снижает их сдвиговую прочность в 2 раза. Бимон и Харрис также установили, что межслоевая прочность при сдвиге композиционных материалов на основе эпоксидной матрицы и высокомодульных углеродных волокон типа 1 уменьшается на 25% при 10% (об.) пор [109]. [c.121]

Влияние различной прочности сцепления волокон с матрицей в композиционных материалах на основе высоколмодульных углеродных волокон было также исследовано Харрисом с сотр. [124]. На рис. 2.65 показана полученная ими корреляция энергии разрушения с обратной величиной межслойной прочности при сдвиге, которая зависит от характера обработки поверхности волокон [c.128]

Энергия разрушения однонаправленных волокнистых композиционных материалов очень сильно зависит от наличия пустот и воздействий внешней среды. Бимон и Харрис [109] показали, что 5% пустот снижает ударную вязкость по Шарпи материалов на основе высокомодульных углеродных волокон на 30% при росте трещины в направлении, перпендикулярном ориентации волокон, и на 50%—в параллельнОхМ направлении. Воздействие на эти материалы паров воды уменьшает энергию разрушения таких материалов на 14% в случае необработанных и на 44%—в случае поверхностно обработанных промышленным способом волокон. Как уже говорилось, обработка стеклянных волокон кремний-органическими аппретами значительно снижает энергию разрушения ориентированных стеклопластиков, однако она повышает их стойкость к действию воды [131]. Граница раздела при этом становится недоступной для воды, и их прочность при изгибе и энергия разрушения снижаются значительно меньше. [c.130]

ЦИОННЫХ материалов no сравнению с материалами на основе воле-кон только одного типа. Однако Харрис и Банселл [134] показали, что комбинирование углеродных и стеклянных волокон дает материалы с ударной вязкостью, предсказываемой простым правилом смеси (рис. 2.67). Модули упругости гибридных материалов также пропорциональны объемным долям и модулям упругости образующих их волокон. В настоящее время реализованы далеко не все возможности по созданию гибридных материалов с повышенными вязкостью разрушения, жесткостью и прочностью путем комбинирования различных типов высокопрочных волокон. [c.132]

Оуэна с сотрудниками в большинстве случаев проводили испытания при растяжении на широких пластинах с надрезами. При сравнении результатов, полученных различными исследователями, возникают определенные трудности, обусловленные тем, что различные методы дают различные результаты и не известно, какой из них даст, так сказать абсолютные результаты . Например, в двух работах [109, 116] было установлено, что для материалов, содержаш,их 40% (об.) высокомодульных углеродных волокон, Кс примерно равен 40 МН/м /а при растяжении пластин с надрезом, независимо от длины надреза. С другой стороны, при испытании аналогичных материалов при четырехточечном изгибе образцов с надрезом найденные значения составляли величину около 16 МН/м 2 при отношении глубины надреза к толщине образца от 0,3 до 0,7 и значительно более низкие значения Л"е при меньших отношениях глубины надреза к толщине. Эллис и Харрис [116] сравнивали параметры вязкости разрушения, определенные различными способами, для материалов на основе эпоксидной смолы и высокомодульных и высокопрочных углеродных волокон. Они определяли общую работу разрушения ур, работу инициирования трещины уг (площадь под кривой нагрузка — деформация до максимальной нагрузки, при которой начинается быстрый рост трещины), а также критическую скорость высвобождения упругой энергии G по методу определения податливости образца с трещиной. Все измерения проводились при низкоскоростном изгибе образцов с надрезом. По данным Кс, полученным при растяжении и изгибе, используя уравнение (2.27), они рассчитали эквивалентные значения G . Для того, чтобы сделать это, необходимо было использовать податливость С, учитывающую ортотропный характер волокнистых композиционных материалов. Зих, Пэрис и Ирвин вывели полную форму уравнения (2.27) [4], в котором С является функцией всех констант в тензоре податливости. Для ортотропных материалов с одной резко выраженной осью анизотропии, таких как однонаправленные композиционные материалы с непрерывными волокнами типа углеродных, их уравнение может быть записано в упрощенной форме [c.134]

Макроскопические характеристики усталостного разрушения металлов и волокнистых композиционных материалов очень похожи, хотя на микроуровне они различаются очень сильно. Хрупкие материалы, такие как стекло, углерод и бор, не снижают свою несущую способность при циклических нагрузках в отличие от пластически деформируемых материалов. Следовательно, композиционные материалы на основе хрупких волокон должны обладать высокой усталостной выносливостью, если волокна выдерживают основную нагрузку. Это предположение выполняется в случае пластиков, армированных однонаправленными углеродными и борными волокнами при усталостных испытаниях на одноосное напряжение. Диаграммы зависимости максимального напряжения от числа циклов до разрушения (диаграммы а—N) для таких материалов действительно практически горизонтальны и при циклических нагрузках, лежащих ниже полосы разброса статической прочности при растяжении, истинное усталостное разрушение практически не наблюдается. Бимон и Харрис [140], а также Оуэн и Моррис [141] получили одинаковые результаты для карбопластиков на основе эпоксидных и полиэфирных связующих [c.136]

В недалеком будущем конкуренцию наиболее широко применяемым в настоящее время связующим огнестойких композиционных материалов смогут составить полимеры, получаемые по реакции Фриделя — Крафтса, описанные Харрисом [93], полиими-ды [94], полисульфоны [95], а также различные лестничные и спирополимеры, обладающие, как известно, очень высокой термостойкостью. [c.359]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...