Предварительно отожженных

11. Уточненное значение коэффициента нагрузки найдем, предварительно определив окружную скорость

Предварительно определив aw, согласуют полученные значения со стандартными (aw и га), уточняют значения коэффициентов в расчетных формулах и проводят проверочный расчет контактного напряжения по формуле (19.2).

Решение. Вычислим вращающие моменты, передаваемые каждым из шкивов, предварительно определив угловую скорость валаг

Решение. Для нахождения момента в опасном сечении строим эпюру изгибающих моментов, предварительно определив реакции, Из симметрии нагру-

11. Определяем ширину ремня, предварительно определив окружную силу • рt = P!/V = 25-103/20,4 = 1220 Н,

Вычислим нагрузку R на валы и опоры, предварительно определив силу натяжения ветви одного ремня:

На рис. 26.3 приведен график /усп/Т0 = / (Р), по которому можно найти более точное значение tyt.n, предварительно определив Т„ по формуле (26.4) и Р — по формуле (26.7).

а также значения \)/( переменной i/ в точках Kt сопряжения кривых линий, как угол между двумя векторами г\ и PKf, предварительно определив координаты точек пересечения кривых линий, представленных уравнениями (7.16). Таким образом могут быть составлены операторы Af, соответствующие каждой из кривых линий, после чего уравнение ограниченной

Из рассмотрения эпюры Мг (рис. 139) следует, что опасное сечение С. Требуемый момент сопротивления определим по формуле (17.13), предварительно определив допускаемое напряжение по (16.5):

как угол между двумя векторами т) и Р/С,-, предварительно определив координаты точек пересечения кривых, представленных уравнениями (30.16). Таким образом могут быть составлены операторы А?, соответствующие каждой из кривых, после чего уравнение ограниченной плоской поверхности произвольного очертания получает векторную форму

углу соа в вышеприведенных формулах для Sj, s2 и ss. Для доказательства достаточно разложить полное октаэдрическое напряжение рокг на составляющие по главным осям и спроектировать эти составляющие на продолжение оси /// в сторону отрицательных значений (рис. 5.25), предварительно определив направляющие

Растрескивание латуни имеет смешанный характер: межкри-сталлитный и транскристаллитный. Увеличение степени транс-кристаллитности коррозионного растрескивания характеризует относительно большее влияние механического фактора. Транс-кристаллитное растрескивание наблюдается преимущественно у предварительно деформированных нагартованных латуней при приложении относительно больших растягивающих нагрузок и в сравнительно не очень активных средах, например в естественных условиях атмосферы. Наоборот, для латуней, предварительно отожженных и напряженных растяжением более умеренно, для коррозионного растрескивания характерно преимущественное межкристаллитное разрушение.

Влияние напряжений на скорость коррозии в 7-н. растворе серной кислоты и скорости деформации на анодное растворение в этом же электролите изучали на проволочных образцах низкоуглеродистой стали Св-08 (диаметром 2 мм), предварительно отожженных в вакууме (при 920° С). Методика была описана выше. Параллельно определяли потери массы на аналогичных образцах, предварительно деформированных до заданного уровня.

Влияние напряжений на скорость коррозии в 7 н. H2SO4 и скорости деформации на анодное растворение в том же электролите изучали на проволочных образцах низкоуглеродистой стали Св-08 (диаметром 2 мм), предварительно отожженных в вакууме (при 920 °С). Методика была описана выше. Параллельно определяли потери массы на анало-

Следовательно, можно сделать вывод о том, что механохимический эффект при анодном растворении металла сохраняется и в условиях диффузионного контроля скорости реакции. Этот вывод экспериментально подтверждается результатами измерения предельной плотности анодного тока диффузии при исследовании влияния степени деформации на растворимость медных анодов в гальванических ваннах [162]. В кислой ванне (раствор серной кислоты, хлоридов, блескообразующих и выравнивающих добавок) потенциостатически снимали кривые потенциал — плотность тока на медных анодах, предварительно отожженных и затем прокатанных для получения различных степеней деформации.

Характер дозной зависимости радиационного роста урана на начальной стадии тесно связан с условиями облучения и исходной обработкой образца. С. Т. Конобеевским с сотрудниками [9] исследована начальная стадия радиационного роста урановых образцов, подвергнутых различной предварительной термообработке, при двух температурах облучения: — 150 и 120° С. Результаты этих экспериментов представлены на рис. 112, 113. Сравнение поведения под облучением образцов, отличающихся предварительной обработкой, показывает, что деформация радиационного роста холоднодеформированных образцов при низкотемпературном облучении растет примерно линейно с дозой облучения (рис. 112, кривая /). У образца, предварительно отожженного при Т = 250° С (кривая 2), на начальной стадии облучения наблюдается ускоренное по сравнению с холоднодеформированным образцом удлинение. Характерной особенностью поведения образцов, предварительно отожженных при температуре 500 и 620° С, является отсутствие деформации роста на начальной стадии (кривые 5, 6).

ного облучения, у образцов, предварительно отожженных при 500 и 620° С (рис. 113, кривые 5, 6), не наблюдается радиационный рост в начальный момент облучения.

Увеличение степени траяскристаллитности растрескивания, которое развивается преимущественно у {предварительно деформированных нагартованных латуней при приложении относительно больших растягивающих нагрузок и лри не очень активных средах, характеризует более значительную роль механического фактора. Наоборот, для латуней, предварительно отожженных и умеренно напряженных растяжением, характерно преимущественное межкристаллитное коррозионное растрескивание.

На рис. 5 показана зависимость твердости образцов из стали XI7, предварительно отожженных при 730 °С в течение 1 ч, а затем охлажденных на воздухе, от содержания в ней С и режимов термообработки. Видно, что наибольшая твердость достигается после закалки с 1000 °С (при 0,035 % С НВ 180, а при 0,08 % С НВ 250). При увеличении температуры закалки твердость стали снижается. Последнее, как следует из диаграммы состояния сплавов системы Fe-Cr-C (см. рис.1), связано со значительным возрастанием количества феррита в структуре.

Обращает на себя внимание также следующее обстоятельство. Прямые /, 2, 3 на рис. 195 взаимно параллельны, в то время как наклон прямой 4 к оси обратных температур несколько отличен от наклона остальных прямых. Поскольку этот наклон является мерой энергии активации процесса сублимации', на первый взгляд может показаться, что сублимация образцов,, испаряемых непосредственно после контакта с атмосферой, требует более высокой энергии активации, чем сублимация образцов, предварительно отожженных в вакууме. В действительности же наклон прямой 4 больше потому, что он отражает суммарную энергию активации двух процессов: собственно суб-

Результаты испытаний образцов с различной микроструктурой при температуре 20° С, предварительно отожженных при 900° С, приведены на ркс. 121 и 122. Образцы с равноосной структурой имели более высокие пластические свойства по сравнению со структурой корзиночного плетения.

Дополнительный нагрев при 400° С в течение 500 ч образцов, предварительно отожженных по оптимальному режиму, более значительно снижает характеристики пластичности и вязкости сварных соединений при максимальном уровне легирования по сравнению с минимальными (см. табл. 148).