Количество образцов на экспериментальную точку

КОЛИЧЕСТВО ОБРАЗЦОВ НА ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНУЮ ТОЧКУ [c.58]

Как известно, точность производимых измерений повышается по мере увеличения количества испытуемых образцов. Практически вопрос о выборе количества образцов на экспериментальную точку решается исходя из оценки совершенства выбранного метода исследования и однородности исследуемого материала. При выборе количества образцов практикой исследовательской работы установлены некоторые условные нормы. Так, при испытании в ненапряженном состоянии минимальное количество об разцов для параллельных испытаний обычно принимается три. а максимальное — десять — двенадцать. [c.58]

Количество образцов на экспериментальную точку [c.539]

При моделировании механических явлений, имеющих преимущественно детерминированный характер (задачи о напряженно-деформированном состоянии, некоторые задачи устойчивости и теплопроводности), число моделей данного типа обычно невелико и составляет 3—5 экземпляров ( 5.1, 5.3, 7.1). При варьировании отдельных конструктивных размеров число моделей возрастает пропорционально количеству вариаций. В частности, при получении методом моделирования экспериментальной кривой критическое напряжение — гибкость для фрезерованных панелей различной длины ( 7.3) потребовалось в общей сложности более 20 моделей по 2—3 образца на каждую точку. [c.267]

Метод Бойцова. Эксперимент проводится по методу Локати, но с тем отличием, что расчет оценок предела выносливости осуществляется не по условным кривым усталости, а по кривой усталости, полученной экспериментально на ограниченном количестве образцов [131]. В результате относительно кратковременного эксперимента и при использовании примерно такого же количества образцов, что и при методе лестницы , наряду с оценкой величины предела выносливости по методу Локати можно оценить и меру его рассеяния, а также определить расчетные показатели кривой усталости—т и Л о (показатель наклона левой ветви кривой усталости и координату точки перелома кривой усталости). [c.85]

В основу методики исследования положен круглый образец с центрально расположенной трещиной и двумя отверстиями, выполненными на расстоянии 0,195 г, где г — радиус образца, от трещины для приложения нагрузки в виде сосредоточенных сил Р [191 (рис. 2, а). Участок образца в направлении развития усталостной трещины с практически не зависящим от длины трещины или изменяемым в заранее известных пределах значением коэс[)фициента интенсивности напряжений используется в процессе исследования для однократного (рис. 2, б) или многократного ступенчатого (рис. 2, в) изменения условий нагружения и испытания. Благодаря возможности получения для каждого режима испытания достаточного количества идентичных по своему значению экспериментальных точек для статистической обработки результатов повышается точность и надежность проводимых исследований. Кроме того, вследствие симметрии нагружения круглого образца обеспечивается устойчивое развитие трещины и не требуется нанесения направляющих канавок, как в двухконсольной балке. [c.289]

Рис. 63. Кривая усталости технически чистого титана при большом количестве испытаний на каждом уровне напряжений I-0-I — средние значения и доверительные интервалы значений N (цифры у экспериментальных точек указывают на количество неразрушенных образцов на базе 10 )

И, наконец, об объемах испытаний. Существенный разброс экспериментальных точек (диаграммы 2 на рис. 4.19) связан с ограниченным объемом испытаний пяти - шести образцов, на что обращают внимание многие зарубежные исследователи. Поэтому количество испытуемых образцов при исследовании сварного соединения по этой методике должно быть в 2 - 3 раза больше. [c.241]

Причины разброса экспериментальных результатов опытов Одним из отличительных признаков коррозии, идущей с выделением водорода, является отсутствие сходимости между экспериментально измеренными величинами скоростей коррозии в идентичных опытах. Это следует отнести за счет того (стр. 350), что большая часть водорода выделяется ограниченным количеством точек. Хорошая воспроизводимость, часто получаемая при измерениях скоростей обыкновенных химических реакций (разумеется, при тщательном контроле), является следствием того, что в обычных реакциях исходной единицей является молекула. При большом количестве молекул получаются согласно теореме Бернулли однородные результаты. То же самое справедливо в отношении таких процессов коррозии, которые распространяются равномерно, а не связаны с некоторыми изменениями, происходящими на ограниченном количестве анодных и катодных точек. Однако в тех случаях, где участвуют такие особенные точки, следует ожидать плохой воспроизводимости всякий раз, как число особенных точек на поверхности образца мало и это будет иметь место даже при самом тщательном контроле всех деталей опыта. [c.365]

В большинстве исследований влияния сложного напряженного состояния на сопротивление разрушению (особенно разрушению в условиях ползучести) опыты проводились в ограниченном объеме при малом количестве испытаний и варьировании вида напряженного состояния в небольших пределах всего трехмерного пространства (испытания тонкостенных трубчатых образцов от чистого сдвига до двухосного растяжения), параллельные опыты на один и тот же режим в большинстве случаев отсутствуют, В связи с этим используются такие методы обработки экспериментальных данных, которые допускают совместный анализ результатов различных исследований, проведенных в разных условиях на материалах разного класса. С этой точки зрения целесообразно использование безразмерных координат, когда все параметры напряженного состояния отнесены к какой-либо характеристике механических свойств материала, например к условному пределу длительной прочности за определенный срок службы или к сопротивлению разрушения при кратковременном разрыве в условиях одноосного растяжения [c.130]

Кинетика окисления проволоки диаметром 0,8 мм из сплава с присадкой титана отличалась от таковой для проволоки диаметром 3,5 мм. Из рис. 59 видно, что скорость окисления со временем не снижалась. После трех циклов, как показал микроанализ, началось интенсивное продвижение фронта окисления внутрь металла, сопровождающееся образованием большого количества нитридов алюминия. Различная кинетика окисления образцов этого сплава обусловлена тем, что на проволоке диаметром 0,8 мм не успевает сформироваться окалина с хорошими защитными свойствами и после третьего цикла металл сильно обедняется алюминием. Расчет на основании данных об увеличении массы показал, что в тонкой проволоке после третьего цикла остается около 1,4 % А1, что согласуется с экспериментальными данными (1,74 %). За такое же время проволока диаметром 3,5 мм обедняется алюминием лишь до 4,25 %. При этом градиент концентрации алюминия по сечению практически отсутствует. [c.91]

Вид напряженного состояния. Представляет интерес рассмотреть соотношение неупругих деформаций за цикл иа стадии стабилизации, характеризующих рассеянное усталостное повреждение в момент зарождения магистральной усталостной трещины при различных видах нагружения. Количество таких экспериментальных данных весьма ограничено и в основном они получены при линейном (растяжение) и плоском (кручение) напряженных состояниях. Результаты исследования неупругих деформаций при симметричном цикле растяжения — сжатия и кручения при многоцикловом нагружении описаны в работе 11711. Достоинством результатов, полученных в этой работе, является то, что испытания при растяжении и кручении проводились на одинаковых образцах и при кручении было обеспечено однородное напряженное состояние, т. е. было исключено влияние градиента напряжений. [c.77]

Под действием переменных напряжений в деталях механизмов и металлоконструкций ПТМ происходит постепенное накопление повреждений. Этот процесс называется усталостью, а способность деталей сопротивляться усталости — циклической прочностью или выносливостью. В начальной стадии накопления циклических повреждений происходят пластические деформации отдельных кристаллов, из которых состоит металл. Эти пластические деформации вызывают перераспределение напряжений, и на поверхности ряда кристаллов возникают линии сдвига. Пластическое деформирование сопровождается упрочнением отдельных зон кристаллов и одновременно разрыхлением структуры в области внутрикристаллических дефектов. Под действием переменных напряжений, превышающих определенный уровень, начинают образовываться из линий сдвига микротрещины. Развиваясь, микротрещины переходят в макротрещины. Последние приводят к уменьшению прочностного сечения детали, и после того как размер трещины достигает предельного значения, наступает хрупкое разрушение детали. Таким образом, процесс усталостного разрушения можно разделить на две стадии [27]. Первая стадия — до начала образования макротрещины, вторая — от момента ее образования до разрушения детали. В настоящее время еще нет достаточно апробированных общих оценок закономерностей распространения трещин в деталях ПТМ сложной конфигурации. В связи с этим расчеты циклической прочности как до образования макротрещин, так и до полного разрушения носят идентичный характер [20]. Известно, что пределы выносливости, определенные по условию образования трещины и по условию оконча тельного разрушения, совпадают при коэффициентах концентрации аа < 2 -Ь 3. При высоких коэффициентах концентрации количество циклов, при которых происходит развитие макротрещины с момента ее образования до разрушения сечения, составляет 70—80 % от общего ресурса детали. Развитие усталостной трещины происходит в результате циклических деформаций в области вершины трещины. Установлено, что в общем случае распространение макротрещины от появления до полного разрушения детали можно разделить на три этапа [27], Первый этап характеризуется малой скоростью распространения трещины вдоль полос скольжения. На втором (основном) этапе трещина растет с примерно постоянной скоростью. На третьем этапе, когда трещина имеет уже большие размеры, скорость роста увеличивается и происходит мгновенное хрупкое разрушение (долом) детали. В то же время экспериментальные и теоретические исследования так же, как и эксплуатационные наблюдения, свидетельствуют о том, что не всегда появление трещины усталости приводит к разрушению детали (образца) [27]. В ряде случаев возникают нераспространяющиеся трещины или трещины с весьма малой скоростью роста. Очевидно, что разработка и использование возможностей уменьшения [c.121]

Если нужно лишь получить пики для простой идентификации химической Природы атомов, то экспериментальная система довольно проста. Если же требуется дополнительная информация, то необходимо усовершенствовать измерительную систему. Так, для получения количественных данных, т. е. возможности связать амплитуды ожэ-пика или его интегральной площади с количеством данного вещества, необходимы очень точная калибровка, а также тщательная и контролируемая работа анализатора. Для выяснения, получен ли сигнал от изолированного атома или от атома, входящего в состав сложной молекулы, требуется высокая разрешающая способность. Хорошо разрешенные пики могут быть проанализированы для получения сведений о структуре молекул на изучаемой поверхности. Сведения такого рода представляют большую ценность при изучении поверхностей и взаимодействия с ними адсорбированных частиц. Краткое описание возможностей метода свидетельствует о его очевидной перспективности для исследования поверхностей трения. Особенно существенна в ряде новых методов и в том числе в методе ЭОС возможность исследования поверхностей без разрушения образца. [c.85]

Это явление может отчасти объяснить экспериментально обнаруженный инкубационный период, в течение которого удаляется очень небольшое количество материала, а затем унос материала происходит с гораздо большей скоростью. Для образца (фиг. 8.16) инкубационный период заканчивается где-то между моментами гид, так как часть ободков, образовавшихся по краям впадин (снимок г), оторвалась и уже не видна (снимок д). Ясно, что этот процесс в разных случаях протекает по-разному. Например, частота образования впадин на поверхности мягкого, но упрочняющегося под ударной нагрузкой материала в начале испытаний должна быть большой, а скорость уноса в последующем периоде относительно малой. Этим можно отчасти объяснить относительно большую кавитационную стойкость нержавеющей стали 18-8. Кроме того, образование впадины с неровными краями может привести к концентрации напряжений, снижающей эффективную допустимую нагрузку в данной точке. Этот эффект в совокупности с рассмотренным выше волноводным эффектом, по-видимому, приводит к резкому усилению разрушения при заданной интенсивности кавитации. [c.416]

Данные о толщине окисных пленок, полученных на сплаве Д16, приведены на рис. 4. Температура электролита оказывает значительное влияние на толщину образующейся при анодировании окисной пленки. Толщина пленки на сплаве Д16, полученная при +20° С за 120 мин. в смешанном электролите, равна 15 мк. Это почти в 3 раза больше толщины пленки на сплаве, полученной в чистой серной кислоте, причем рост пленки в смешанном электролите еще может продолжаться, в то время как в серной кислоте он ограничивается 45 мин. Из анализа экспериментальных данных, полученных для алюминия и сплава Д16, представленных на рис. 3 и 4, видно, что скорость роста пленки при анодировании в серно-щавелевокислом электролите на А1 значительно выше скорости ее роста на снлаве Д16 и при равных количествах пропущенного электричества на алюминиевых образцах сформировывается окисная пленка в 2 раза толще, чем на образцах Д16 при одинаковой температуре электролита. [c.211]

Основным методом экспериментального исследования радиоактивных облучений, влияющих на прочностные характеристики материала, является определение спектра собственных частот образца и изменения логарифмического декремента затухания. Большое количество экспериментальных данных по радиоактивному облучению показало незначительное изменение модуля упругости, в то время как прочность (и особенно текучесть) чрезвычайно чувствительна к облучению. Общим для металлов при облучении является неоднородность упруго-пластических свойств, смещение вверх диаграммы растяжения, тенденция к охрупчиванию и в большинстве случаев уменьшению прочности у пластических масс. [c.465]

Для экспериментального определения Р (t) или Р (U) необходимо взять партию (выборку) одинаковых образцов в количестве N штук и подвергнуть их испытаниям на старение или пробой при одинаковых условиях. Если п (t) есть число образцов, оказавшихся не пробитыми к моменту t, то тогда [c.9]

В подобном случае может возникнуть предположение не возникает ли тенденция к увеличению скорости коррозии в образцах с богатым содержанием элемента просто случайно Даже при большом числе образцов, содержаш.их одинаковые количества этого элемента, будет наблюдаться большой разброс в скорости коррозии. Противники статистических методов, взывая к справедливости, будут высказывать различные точки зрения один может сказать Я думаю, что скорость коррозии повышается с увеличением содержания элемента , в то время как другой будет утверждать, что числа не имеют определенной последовательности . Вычисление коэфициента корреляции дает ответ на этот вопрос, причем, если этот ответ и не является определенным, он все же объективен, когда принят соответственно подходящий предел, пригодный для данного случая. Предположим, что с точки зрения фактов колебания скорости коррозии не имеют ничего общего с содержанием элемента и возникают чисто случайно. Вычисляя вероятность случайного получения экспериментальных значений скорости, можно решить этот вопрос. Если величина получается очень малой, мы отвергаем предположение о случайности полученных результатов. Тогда можно предположить, что увеличение скорости коррозии имеет какую-то зависимость от содержания элемента. Как показано ниже, это не означает, что элемент является непосредственной причиной коррозии. Наиболее просто определение коэффициента корреляции между двумя переменными X и У по уравнению [c.848]

По методике Б. А. Дроздовского [44], можно на вибраторе получить исходную трещину заданной глубины (1 мм) и сократить количество образцов. Если для получения завИт симости Ар от глубины трещины по методу Отани требуется не менее трех экспериментальных точек, то в данном методе для определения Ар достаточно одного образца. К недостат- [c.36]

Г. е. неявное выражение кривой Велера для тела с надрезом. Результаты расчета для конкретных образцов с надрезом из стали 12010 приведены на рис. 4 в координатах коэффициент 3 — количество циклов до ра.зрушения. Очевидно, теоретические кривые и. экспериментальные точки находятся в хорошем соответствии. [c.228]

Величина X = lg -т- 1) в уравнении (2) рассматривается как случайная, имеющая среднее значение, равное (—lg 0), и среднее квадратическое отклонение 8 Пр — квантиль нормального распределения, соответствующий вероятности разрушения Р %). В работах [3—6 и др.] приведены многочисленные экспериментальные данные, подтверждающие применимость уравнения подобия (2) для количественного описания влияния концентрации напряжений, масштабного фактора, формы сечения и вида нагружения на сопротивление усталости образцов и деталей из различных сталей, чугу-пов, алюминиевых, магниевых и титановых сплавов. Если испытания на усталость проводятся по обычной методике при количестве образцов 8—10 на всю кривую усталости, то отклонение б экспериментальных значений сг 1 от расчетных не превышает 8 % с вероятностью 95 %. При использовании статистических методов экспериментальной оценки пределов выносливости (метода лестницы , пробит -метода или построение полной Р — а — Х-диаграммы при количестве испытуемых образцов от 30 до 100 и более) аналогичное отклонение б не превышает 4 % с вероятностью 95 %. [c.310]

На вскрытие включений существенное влияние оказывают параметры нагружения образцы и экспериментальные исследования показывают, что при импульсных нагрузках степень вскрытия включений можег регулироваться параметрами нагружения. На рисунке 3.13 приведены зависимости степени вскрытия включений при разрушении модельных образцов при различных параметрах нагружения. Увеличение энергии импульса повышаег выход вскрытых включений для всех исследованных моделей, т.к. при росте вводимой энергии повышается интенсивность разрушения среды, увеличивается количество трещин, развивающихся в образце. Вскрытие включений возрастает также и при увеличении периода разрядного тока (т.е. времени выделения энергии) в пределах, когда уровень энергии достаточен для разрушения образцов (в данном случае цилиндрические образцы диаметром 50 мм). Так, в режимах с энергиями W 250 и 500 Дж процент вскрытых включений при увеличении времени выделения энергии возрастает, а в режимах с энергией W125 Дж изменяется с наличием максимума. Известно, что увеличение времени выделения энергии приводит к снижению количества трещин и к увеличению их длины. При этом большое количество трещин дорастает до края образца, что способствует раскрытию большого количества включений, тем более, если учитывать, что при увеличении времени энерговыделения степень избирательной направленности магистральных трещин в области расположения включений растет. Если уровень энергии не достаточен для эффективного разрушения образца, то увеличение времени энерговьщеления, снижая максимальный пик давления в канале разряда, резко ухудшает условия разрушения и степень вскрытия включений, естественно, падает. [c.146]

Анализируя эти данные, Вертгейм отметил, что в общем случае при расположении атомов в виде последовательности по признаку значения межатомного расстояния обнаруживается возрастание значений модулей с уменьшением межатомного расстояния. Он наблюдал, что подобно описанной выше ситуации, характерной для чистых металлов, предел упругости и прочность не поддаются представлению при помощи обобщенной модели. В частности, он пришел к заключению, что ни предел упругости, ни максимальное удлинение, ни прочность не могут быть вычислены для бинарных сплавов а priori, исходя из известных соответствующих значений характеристик для каждого из двух компонентов и химического состава. С другой стороны, он обнаружил, что модуль Е изменяется линейно с изменением процентного содержания компонентов. Конечные крайние точки определялись по экспериментально найденным значениям Е для чистых металлов i). Указанная линейная зависимость для тех сплавов, для которых было испытано достаточное количество образцов с различным процентным содержанием компонентов, показана на рис. 3.27. [c.311]

В работе [150] проанализирована возможность использования уравнения (1.6) для ускоренного определения предела выносливости. Для определения предела выносливости в этом случае необходимо испытать на усталость некоторое количество образцов до разрушения при различных напряжениях и построить кривые по полученным данным в координатах Ig (Оа — Ог) — IgiVp, задаваясь различными значениями То значение Ог, при котором указанная зависимость выражается прямой линией, и будет являться пределом выносливости. Проверка этого метода показала его хорошее соответствие экспериментальным результатам, однако количество образцов и время, затраченное на их испытание, были достаточно велики [150]. [c.220]

Для экспериментального исследования теплопотерь, возникающих из-за проплавления поверхности заготовки, в ТПИ была разработана методика, суть которой заключается в следующем. Образцы в виде колец с наружным диаметром D из материала с известными теплофизическими характеристиками к, со, ео, 0пл взвешивались с высокой точностью, а затем устанавливались на оправку которая приводилась во вращение. На наружную цилиндрическук> поверхность образцов направлялась плазменная дуга. Плазмотрон перемещался вдоль оси оправки с шагом Т, равным высоте образца Н. Справа и слева от образца на оправке закреплялись фаль-шаноды, на которых производилось зажигание и гашение дуги. После выплавления канавки образцы взвешивались повторно и определялось количество расплавленного металла, выброшенного потоком плазмообразующего газа. По объему потерянного металла, температуре бпл и удельной теплоте плавления ео определялось экспериментальное значение коэффициента теплопотерь б. Сопоставление расчетных значений коэффициента б с полученным экспериментально б показало, что б>б. Это объясняется тем, что расчетная зависимость для б получена в предположении, что масса расплавленного металла целиком выбрасывается из зоны нагрева. Фактически же в виде брызг и искр выбрасывается только часть этой массы АЛ1, в то время как остальная часть АМ" образует наплавы по бокам канавки проплавления. В результате теплота, за- [c.49]

Неизменность экспериментальных условий из-за большого числа влияющих на интенсивность линий факторов обеспечить очень трудно. Поэтому в основе современных методов эмиссионного анализа помимо использования эталонов лежит прием, сводящий к мннийуму действие неизбежных вариаций условий возбуждения и связанных с ними вариаций интенсивностей спектральных линий. Этот прием заключается в измерении не абсолютных интенсивностей линий данного элемента или пропорциональных им величин, а относительных интенсивностей линий анализируемого элемента и элемента сравнения как функции концентрации. Так как при малых концентрациях примесей количество атомов основного элемента в разряде остается практически неизменным, элементом сравнения или внутренним стандартом обычно служит основной элемент пробы. Иногда элементом сравнения служит вводимый в анализируемые образцы и эталоны в одних и тех же количествах дополнительный элемент. Интенсивность линии внутреннего стандарта является, таким образом, той мерой интенсивности, сравнением с которой устанавливается интенсивность линии определяемого элемента. [c.42]

Экспериментальное исследование кинетики коррозии стали 12Х1МФ под влиянием летучей золы назаровского угля в первоначальной стадии проводилось по изложенной в гл. 3 методике с одной особенностью — после каждого цикла испытания с опытных образцов оксидная пленка снималась полностью. Поскольку абсолютное количество корродирующего материала из-за небольшой длительности испытания было малым, то для получения среднестатистических данных те же образцы после полного снятия оксидной пленки испытывались многократно — от 10 до 20 раз. При этом установленная средняя глубина коррозии отличалась не более чем на 20% от глубины коррозии, определенной на основе уменьшения массы образца после каждого цикла снятия оксидной пленки. [c.162]

Поскольку поверхностная энергия является заметной величиной по сравнению с объемной, то из условия (3.1) следует, что для понижения полной энергии системы более выгодна такая деформация кристалла, при которой поверхностная энергия будет понижаться. Подобное понижение может быть реализовано изменением кристаллической структуры наночастицы по сравнению с массивным образцом. Поверхностная энергия минимальна для плотноупакованных структур, поэтому для нанокри-сталлических частиц наиболее предпочтительны гранецентри-рованная кубическая (ГЦК) или гексагональная плотноупако-ванная (ГПУ) структуры [7, 8], что и наблюдается экспериментально. Так, электронографическое исследование нанокристаллов ниобия, тантала, молибдена и вольфрама размером 5—10 нм показало [199], что они имеют ГЦК- или ГПУ-структуру, тогда как в обычном состоянии эти металлы имеют объемно центрированную кубическую (ОЦК)-решетку. В наночастицах бериллия и висмута найдены кубические фазы, хотя в массивном состоянии эти элементы имеют ГПУ-решетку [200]. Массивные кристаллические образцы гадолиния, тербия и гольмия имеют ГПУ-структуру. Авторы [201, 202], изучившие структуру частиц Gd, ТЬ и Но размером от 110 до 24 нм, обнаружили в них следы ГЦК-фазы и показали, что с уменьшением размеров в частицах растет содержание ГЦК-фазы и уменьшается количество ГПУ-фазы. В нанокристаллах Gd размером 24 нм ГПУ-фаза, характерная для массивных образцов, вообш е отсутствовала. Однако в [10] высказано сомнение в правильности выводов [201, 202] о ГПУ—ГЦК-переходе, так как наблюдавшиеся на рентгенограммах наночастиц Gd, Td и Но дифракционные отражения могли принадлежать низкотемпературным кубическим модификациям оксидов этих металлов. Уменьшение размера частиц некоторых элементов (Fe, Сг, d, Se) приво ило к потере кристаллической структуры и появлению аморфной [200, 203]. В обзоре [198] отмечено, что понижение поверхностной энергии частицы может происходить путем не только полного изменения ее кристаллической структуры, но и некоторой деформации структуры. Например, малые частицы могут иметь [c.63]

Для проверки количественных соотношений между G p и б р при квазихрупких разрушениях, а также возможностей применения параметра б р к расчету напряжений разрушения после общей текучести, требуется испытание образцов различных размеров, часть из которых разрушалась бы до, а часть — после начала общей текучести при одной и той же температуре. Разрушение образцов, представленных на рис. 79, произошло при напряжениях, слишком высоких для получения достоверных значений по теории линейной упругости. Полученные результаты свидетельствуют о том, что для некоторых сталей уравнение (312) дает приемлемое соотношение между обоими параметрами вязкости [5]. На рис. 74 приведены аналогичные данные КРТ при температурах выше —20° С, где начальное развитие разрушения происходит по механизму волокнистого разрушения, от механизм обсуждается в гл. VIII. Еще не накоплено достаточного количества экспериментальных данных, подтверждающих предлагаемые соотношения между Gkp и бкр, однако совсем недавно в работе [6] были получены результаты, подтверждающие правильность вида уравнения (312). [c.145]

В технике часто бывают заданы не удельные, а интегральные суммарные величины (масса, количество тепла и т. п.), и в практических вопросах прочности часто задают не напряжения, а нагрузки (например, силу, выдерживаемую деталью без разрушения, допускаемый крутящий или изгибающий момент и т. п.). В простейшем случае при подсчете условных напряжений сечение принимают постоянным, а напряженное состояние однородным, т. е. силу Р просто делят на некоторую постоянную величину Ра, а крутящий или изгибающий момент М — на упругий момент сопротивления Однако на практике в большинстве случаев встречается неоднородное напряженное состояние, при этом, зная допускаемое напряжение и площадь сечения, нельзя непосредственно определить силу. Однако не следует ограничиваться определением среднего (номинального) напряжения, которое возникло бы в гладком (ненадрезанном) образце того же сечения под действием той же нагрузки (силы) при однородном напряженном состоянии, а необходимо применять теоретические и экспериментальные методы анализа деформаций с последующим вычислением максимальных и средних напряжений. Для оценки степени неоднородности распределения напряжений, например, в надрезанных образцах вводят понятие коэффициента концентрации напряжений а,,-, равного отношению максимального к среднему условному напряжению. Чем больше величина а , тем больше отличие максимального напряжения в зоне концентратора, от среднего напряжения, которое возникло бы при приложении той же нагрузки к гладкому ненадрезанному образцу того же сечения, что и в надрезе. [c.41]

Имеется очень ограниченное количество экспериментальных данных о влиянии температуры на упругие предвестники ударных волн. Опыты с образцами железа, охлажденными до 76° К или нагретыми до 573° К [29] показали, что изменение температуры в этих пределах не влияет на величину ст , в то время как в условиях квазистатического деформирования предел текучести в данном температурном интервале изменяется в 3 — 4 раза. Атермический характер динамической деформации железа связывается с его двойнико-ванием в волнах сжатия. С другой стороны, в экспериментах с дюралюминием [30] наблюдалось уменьшение амплитуды упругого предвестника вдвое при увеличении температуры образца от 283° К до 473° К. [c.92]

В то же время не суш ествует экспериментальных методов, по-зволяюш их непосредственно наблюдать изменения ионной подсистемы при прохождении ударной волны, поскольку наряду с пространственной ( 10 А) необходима высокая временная (10 с) разрешающая способность. Таким образом, микроскопическое исследование поведения материала может быть проведено лишь на основе прямого моделирования методом молекулярной динамики, как например, в [31—41]. Характерно, что, несмотря на достаточно большое количество работ в рамках этого метода, прямого подтверждения необычного, с точки зрения традицхюнных механизмов, поведения материала получено не было. При этом почти во всех случаях авторы рассматривали ударную волну с плоским фронтом. На практике идеально плоская форма фронта недостижима даже в специально поставленных экспериментах. Это обусловлено характером нагружения, формой и размерами нагружаемого образца, а также наличием дефектов и неоднородностей различного типа я масштаба. [c.221]

Видоизменением метода модели является метод аналогий, основанный на формальной тождественности ур-ий, определяющих различные классы процессов (напр, уравнение Г-ного поля и поля электрич. потенциала, уравнения диффузии и распространения тепла). В этом случае явление-образец моделируется при помощи явления другого класса. Все основные соображения, изложенные применительно к простому моделированию, остаются в силе и здес1> с той только разницей, что переход от образца к модели связан не с изменением масштаба, а с изменением физич. природы величии (напр, изотермич. поверхности моделируются эквипотенциальными поверхностями, количеству теплоты в образце отвечает количество продиффупди-ровавшей жидкости в модели). Замещение величин, подлежащих измерению, величинами другой природы по многих случаях представляет большие преимущества, т. к. позволяет применить совершенно иную экспериментальную методику. [c.428]

В главе X отмечалось, что, хотя для некоторых случаев было показано, что участки, на которых начинается процесс коррозии, являются местами нарушения правильности кристаллического строения, непосредственной причиной коррозии являются чужеродные атомы, которые, отличаясь по своим размерам от основных атомов решетки, стремятся занять места в дислокациях. Тот факт, что в некоторых металлических материалах коррозия имеет специфический межкристаллитный характер, не может объясняться просто нарушением в строении кристаллической структуры, так как такие нарушения на границах зерен наблюдаются у всех материалов. Очевидно, что такой характер коррозии обусловлен примесями. Аргумент, выдвигающийся против этой точки зрения и заключающийся в том, что межкристаллитный характер коррозии встречается и у металлов очень высокой чистоты, при более глубоком рассмотрении не выдерживает критики. Количество примеси, требующееся для заполнения или для размещения вблизи всех свободных мест, имеющихся на границах зерен, крайне незначительно если количество примеси, содержащееся в металле, достаточно для выполнения только этой задачи, то коррозия может сосредоточиться на границах зерен в большей степени, чем в случае наличия в металле больших количеств примесей, поскольку в последнем случае коррозия происходит также и на участках нарушенной структуры внутри зерен. В металле же исключительно высокой чистоты коррозия не должна происходить даже по границам зерен. Это было подтверждено экспериментально, например работой Перримэна [1]. Перримэн исследовал коррозию алюминия с различным содержанием железа в щелочи. Образцы выдерживались в течение 3 суток при 690°, а затем охлаждались или в воде, или вместе с печью (при этом комнатная температура достигалась по истечении 70 час.). Результаты, приведенные в табл. 24, четко показывают, что для того, чтобы коррозия имела межкристаллитный характер, требуется какое-то содержание железа в алюминии. В случае охлаждения с печью склонность к межкристаллитной коррозии вновь снижается, если содержание железа превышает 0,02%. [c.605]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...