Параметрами кристаллической

Показанная возможность прогнозирования свойств материала в условиях, отличных от экспериментальных, с использованием взаимосвязи между критическими параметрами, контролирующими точки бифуркаций, открывает перспективы резкого повышения информативности отдельных опытов и фундаментальности результатов эксперимента.

Проведенный анализ показывает, что между параметрами разрушения и фрактальной размерностью существует корреляция. Дальнейшая задача связана с установлением универсальных связей между критическими параметрами, контролирующими устойчивость деформируемого твердого тела на основе свойств, отвечающих точкам бифуркаций.

Установление многопараметрических критериев фрактальной механики разрушения базируется на свойствах критических точек, определяющих взаимосвязь между критическими параметрами, контролирующими достижение системой неустойчивости. Поэтому рассмотрим прежде всего критические параметры - в точках перехода стабильность - нестабильность - стабильность на разных масштабных уровнях.

Универсальность связи между критическими параметрами, контролирующими неравновесные фазовые переходы позволило предложить универсальный алгоритм расчета критериев неустойчивости трещины на мезо- и макроуровнях при разрушении отрывом, приведенный в таблице 4.10.

Рассмотренные выше методы определения фрактальной размерности различных объектов достаточно сложны, так как требуют специальной аппаратуры и сложных расчетов. В значительной мере это связано с тем, что эти методы не опираются на свойства синергетических систем, связанных с самоорганизацией в точках бифуркаций диссипативных структур, обладающих фрактальностью. Их учет позволяет обосновать наличие связи между свойствами системы (например, в виде деформируемого материала) и фрактальной размерностью структур, определяющих переходы устойчивость — неустойчивость — устойчивость. Эта возможность определяется наличием взаимосвязи между параметрами, контролирующими критические точки (в данном случае бифуркаций).

В точке, отвечающей переходу от стадии II к стадии III (характеризуемой критическими т* и у*), установлена взаимосвязь между параметрами, контролирующими эту точку:

отвечают точкам бифуркационной неустойчивости. Их фундаментальность подтверждается наличием взаимосвязи между параметрами, контролирующими стадии I — Ш.

Таким образом, установленные Беллом универсальные связи между параметрами, контролирующими критические точки на диаграммах деформации, нашли свое дальнейшее подтверждение.

4) поиск универсальных связей между параметрами, контролирующими достижение системой критических точек на различных масштабных уровнях;

устойчивость. Параметрами порядка при этом являются Др и Д^. Этот вывод подтверждается наличием взаимосвязи между критическими параметрами, контролирующими точки бифуркаций, которая определяется с помощью функции самоподобия Д1/1И. На ее основе можно рассчитывать спектры энергии активации элементарных процессов, протекающих в металлах при пластической деформации [295].

Поэтому, как и было отмечено ранее [298], величина равномерной деформации — это не только простое изменение геометрической формы и размеров, но и изменение состояния деформируемого материала [298]. Поскольку переход от равномерной к сосредоточенной деформации является неравновесным фазовым переходом, то должна существовать взаимосвязь между параметрами, контролирующими эту или последующие точки неустойчивости.

На первый взгляд кажется, что образование монолитного соединения двух одинаковых монокристаллов с идеально гладкими и чистыми поверхностями возможно при любой температуре и без приложения внешней энергии. Для этого достаточно сблизить их поверхности на расстояние, соизмеримое с параметрами кристаллической решетки (порядка долей нанометра). Тогда между сопряженными атомами возникнут связи, граница раздела А (рис. 1.1) исчезнет и произойдет сварка. Такой процесс кажется вероятным и не противоречит второму началу термодинамики, так как свободная энергия системы при этом должна уменьшиться на величину энергии двух исчезнувших поверхностей раздела.

Начальный процесс подрастания трещины развивается на масштабном микроскопическом уровне, поскольку прирост трещины за цикл нагружения соизмерим с параметрами кристаллической решетки. На этом масштабном уровне имеет место высокая чувствительность структуры материала к развитию усталостной трещины. Поэтому этот этап развития разрушения называют "структурно чувствительным" [2].

Минимальная величина скачка трещины ограничена параметрами кристаллической решетки. Она не может быть меньше расстояния между двумя соседними атомами. Обычно на кинетических кривых выделяют границу для СРТ, которая характеризует величину прироста в цикле нагружения, равного одному параметру кристаллической решетки [78, 79]. Меньшие величины осредняемо-го прироста трещины за некоторое число циклов нагружения характеризуют явление накопления повреждения материала за несколько циклов, прежде чем происходит дискретное подрастание трещины. Чем больше циклов затрачивается на накопление повреждений в материале перед скачком трещины, тем больше расхождение регистрируемого в опыте среднего прироста трещины за цикл нагружения с реальным.

Данные по СРТ на поверхности образца, как уже было подчеркнуто выше, соответствуют суммарному приросту фронта трещины по всей толщине образца. Поэтому они не могут быть строгой характеристикой физического поведения материала, и их использование для оценки минимального прироста трещины в связи с параметрами кристаллической решетки неоднозначно. Вместе с тем переход на кинетических кривых через критические точки при описании роста трещины имеет достаточно четкую картину смены ускорения роста трещины. Это наблюдается не только после регистрации средней величины прироста трещины за цикл нагружения (далее скорости роста трещины), близкой одному или нескольким расстояниям между атомами кристаллической решетки. Аналогичная ситуация отвечает переходу от первой ко второй стадии разрушения, что отражает роль масштабных уровней процесса разрушения соответственно в связи с типом и параметрами кристаллической решетки, а далее параметрами микро- и макроструктуры материала. Ниже будет рассмотрен

если при этом использовать при расчете параметры кристаллической структуры материала. В нем величина параметров определяется целиком наполнителем ^* природным графитом. Это несоответствие указывает на определяющий вклад структуры жесткого каркаса из графитирующегося при термообработке нефтяного полукокса в значение модуля упругости. Если при расчете по формуле (1.27) пользоваться параметрами кристаллической структуры полуфабриката КПГ (при термообработке изменения полуфабриката КПГ и полукокса близки), то расчетные данные удовлетворительно совпадают с экспериментальными.

(Ti0i53Nb0i31W0il6)C. Лунд (Lund) сообщил (в частной беседе), что карбиды типа МС подразделяются на два подтипа. МС (l) — "одноатомное" соединение, обладающее структурой г.ц.к. с малыми параметрами кристаллической решетки; оно представляет собой тот .самый карбид, что обычно находят в большинстве литейных и деформируемых суперсплавов. Эти фазы склонны к вырождению и, как правило, распадаются в соответствии с описанными ниже реакциями карбидовырожде-ния [уравнения (4.5) и (4.6)]. Однако если в сплаве содержится Hf, достаточно длительная выдержка при высокой температуре может привести к образованию разновидности карбида МС (2); МС (2) проявляется очень отчетливо, распада карбидов этого подтипа не наблюдали.

При сварке металлов в результате значительных пластических деформаций происходит разрушение оксидных пленок, препятствующих сближению атомов чистых поверхностей металла в месте контакта на расстояния, соизмеримые с параметрами кристаллической решетки, и их активация приводит к возникновению металлических связей и образованию сварного соединения.

• образование на поверхности сплава оксидов типа шпинели с возможно меньшими параметрами кристаллической решетки.

Орторомбическая кристаллическая ячейка представляет собой прямоугольную призму с тремя различными параметрами кристаллической ячейки а, Ь, с. В гексагональной кристаллической ячейке параметры а и b равны. Поэтому рентгеновские линии с разными индексами h и k равноправны и дифракционные линии, возникающие при отражении от кристаллографических плоскостей (hkl), при h=^=k совпадают. В орторомбической ячейке плоскости с индексами (hkl) при h^=k имеют различные межплоскостные расстояния, поэтому дифракционные линии, полученные от этих плоскостей, смещаются друг относительно друга.

В последние годы большой интерес вызывают многокомпонентные наноструктурные пленки, обладающие уникальным комплексом физико-механических свойств. Эти объекты, как правило, состоят из смеси нескольких кристаллических фаз, внедренных в аморфную матрицу. Получение изображения с индивидуального кристаллита является важной, но довольно трудной задачей. Средний размер нанокристалли-тов обычно определяют или из полуширины дифракционных линий на рентгенограмме с помощью формулы Дебая—Шеррера, либо по методу темнопольных (ТП) изображений. Однако первый метод, особенно в случае наноструктур, может приводить к значительным погрешностям вследствие эффекта уширения дифракционных максимумов и их сложной формы. Это связано с вкладом целого ряда факторов, таких как суперпозиция дифракционных линий от нескольких фаз, присутствие на-нокристаллитов переменного состава с различными параметрами кристаллической решетки, наличие макро- и микронапряжений. Размер на-нокристаллитов, определенный по методу ТП изображений, хорошо подтверждается прямыми наблюдениями при проведении ПЭМ ВР. Однако следует помнить, что в случае наноразмерного масштаба порядка 1 нм и менее размер кристаллитов совпадает с размером светлых областей на ТП изображении, соответствующих аморфному контрасту, что не позволяет однозначно интерпретировать результаты. Размер этих областей обычно составляет 0,5...1,5нм и зависит от величины дефокусировки. Отметим, что в литературе нет однозначного ответа на вопрос, какой материал, исходя из экспериментально полученных результатов, действительно считать аморфным. Иногда для описания «аморфного» состояния вещества

сталлической анизотропии. Примером такого влияния азота является соединение Sm2Fe17. Соединение Sm2Fe17 имеет ромбоэдрическую кристаллическую структуру типа Th2Zn17 с параметрами кристаллической решетки в гексагональных осях: о = 0,8534нм, с= 1,243нм, с/а = 1,457. Температура Кюри соединения по различным источникам составляет 353...383 К, намагниченность насыщения 1,ОТл. Магнитная кристаллическая анизотропия носит плоскостной характер. Введение азота до соотношения Sm2Fe17N3_s (5 колеблется от 0,2 до 0,4) сохраняет кристаллическую решетку, увеличивая ее тетрагональность, повышает температуру Кюри до 753 К и намагниченность насыщения до 1,5Тл. Кроме того, увеличение тетрагональности решетки приводит к появлению одноосной магнитной кристаллической анизотропии с полем анизотропии приблизительно 80 кЭ. Таким образом, получаемый нитрид уже является перспективным материалом для изготовления из него постоянных магнитов. Из литературы известна следующая технология получения постоянных магнитов из этого соединения [4]. Порошок соединения Sm2Fe17 насыщают газообразным азотом при температуре 620...650 °С под давлением около 100 кПа. При этом идет следующая реакция азотирования: