Предполагается образование

других факторов. Большая часть кинетической энергии внедряющегося тела переходит в тепловую, при этом в области внедрения развиваются высокие температура и давление, материал преграды сильно разогревается и при наличии большого давления находится в жидком или газообразном состоянии в условиях ударного сжатия. Ударное сжатие характеризуется ударной адиабатой р = р (р), которая предполагается известной. Покажем, каким образом по известной ударной адиабате материала среды можно определить ру (V), Т и Г, знание которых важно при изучении процесса внедрения тела в преграду. При ударном сжатии состоянию среды соответствуют давление р и объем V, его начальному состоянию — давление р0 и объем V0 причем для сильных ударных волн (что имеет место при внедрении) давлением р0 <^ р можно пренебречь. Единице массы среды сообщается работа р (V0 — V), половина которой превращается в кинетическую энергию: (1/2) р (V0 — V) = v*/2, где v — скорость частиц на фронте ударной волны. Остальная работа идет на повышение удельной внутренней энергии: (1/2) р (V0 — V) = Е — Е0. Приращение внутренней энергии Е — Е0 складывается из тепловой составляющей l/i, характеризующей энергию колебания частиц около их положения равновесия, и упругой составляющей Uu, которая ха-

Коэффициенты РЧ$ (mnplijkq) и свободные члены Lp (ijkq) вычисляют по известным формулам. Функции состояния выбираются в зависимости от физико-механических свойств и состояния материала цилиндра. В случае упругопластического состояния они определяются по формулам (1.3.72), в случае вязкопластического — по формулам (1.3.76), при этом диаграмма аг — et или диаграмма Т; — уг материала предполагается известной.

Функции состояния «! и «2 определяются по формулам второй части книги, диаграмма аг -f- ег материала оболочки предполагается известной.

Функция ползучести Тк (х° — у°) материала тела предполагается известной, в противном случае ее можно задать экспериментальными кривыми и воспользоваться при вычислении интегралов (4.2.44) способом А. А. Ильюшина.

Функция ползучести Гк(^ — т) материала предполагается известной. Функции состояния alt a2 имеют вид (1.3.74). Решение указанных систем уравнений строим с помощью процедуры последовательных приближений.

В НСМ используется возможность декомпозиции исходной задачи синтеза на ряд частных задач (подзадач). В исходной задаче требуется найти значения структурных параметров xt, x.eX, при которых целевая функция F(X) принимает экстремальное значение. При этом предполагается известной модель приложения, позволяющая оценивать значения целевой функции F(X). В А>й подзадаче определяются значения одного или нескольких структурных параметров, составляющих подмножество Х^с X. Частные задачи решаются значительно проще общей задачи, обычно это задачи оптимизации малой размерности с локальными целевыми функциями Ч^- (X'), Х'с X. Например, в общей задаче синтеза расписаний частная задача - назначение для очередной работы обслуживающего сервера и определение ее положения во времени.

ты. Температура среды на входе в канал предполагается известной, а на граничной поверхности задаются граничные условия первого, второго или третьего рода.

Другое решение задачи Даркина приводится ниже. Поскольку парциальная молярная свободная энергия компонента 2 предполагается известной, целесообразно ввести следующие молярные отношения в качестве независимых переменных (кроме температуры и давления):

4. Определение теплоты образования жидкого сплава по теплоте, образования твердого сплава и разности между теплотами охлаждения сплава и чистых металлов. Согласно Магнусу и Ман-геймеру [246] и Керберу и Эльсену [174], жидкий сплав данного, состава, с данной температурой Т" вносится в калориметр при комнатной температуре Т'. Количество освобождающегося при этом тепла, отнесенное к одному грамм-атому сплава, дает разницу теплосодержаний Нт (Т") — Ят(7") между температурами Т" и Т'. Тот же метод применяется и для определения разности теплосо-держаний между температурами Т" и Т' для чистых металлов, #„
d<5 ция —, равная скорости на окружности, предполагается известной.

С учетом этого EN 12668-2 предлагает определять границу ближней зоны преобразователя по расхождению лучей в дальней зоне. Например, для преобразователя с прямоугольной пластиной измеряют угол раскрытия у2, параллельный большей стороне. Для акустического поля излучения этот угол соответствует ослаблению амплитуды на 3 дБ, а для поля излучения-приема он соответствует ослаблению амплитуды на 6 дБ. Предполагается известной центральная частота f0. Тогда эффективное значение стороны a2eff прямоугольного преобразователя рассчитывается по формуле

Механизм пассивности объясняется в настоящее время при помощи двух теорий - плёночной и адсорбционной. В соответствии с пленочной теорией пассивности на поверхности металлов предполагается образование слоев продуктов реакции, окислов металлов или других соединений, которые отделяют металл от коррозионной среды, препятствуя диффузии реагентов и тем самым снижая скорость растворения металлов.

Специальные (фасонные) поверхности (плоские поверхности произвольной формы, фасонные поверхности вращения, фасонные линейчатые или конусные поверхности) образованы с помощью плоских контуров произвольной формы. Контуры могут быть замкнутыми и незамкнутыми. С помощью незамкнутого контура предполагается образование только фасонной поверхности вращения, а замкнутого — двух остальных фасонных поверхностей.

пассивности на поверхности металлов предполагается образование слоев

Диаграмма состояния Cr—W приведена на рис. 103 по обзору 11;, в котором в основном были использованы данные работ [2—4]. С г образуют с W при кристаллизации непрерывный ряд твердых растворов (Cr, W), который при температуре ниже 1677 °С и содержании 50 % (ат.) W распадается на два твердых раствора (Сг) и (W; Двухфазная область (Cr) + (W) при температуре 500 °С простирается от -5 до 95 % (ат.) W. В системе предполагается образование промежуточной фазы при 75 % (ат.) W, состав, область существования и характер образования которой требуют уточнения [1].

Наряду с указанными фазами, образование которых считаеп • достаточно надежно установленным, предполагается образование еш одной фазы X [X]. Фаза X предположительно образуется по перито тической реакции при температуре 727 °С. Состав этой фазы ;;ежм вблизи концентрации 36—37,5 % (ат.) Те. В работе [2] для это: соединения указана формула Cii5Te3.

мы были уже известны. Границы фазовых областей построены с учетом экстраполированных температур нонвариантных равновесий и термодинамических параметров. Кроме экспериментально установленных соединений предполагается образование соединений Cu^Tm2 я Cu7Tm2 с температурами плавления -1020 и -960 °С соответственно по аналогии с подобными Си-лантаноидными системами. Кристаллическая структура соединений указана в табл. 140.

Диаграмма состояния Ег—Nd представлена на рис. 227 по данным работы [1], в которой были использованы экспериментальные данные работы [2]. Сплавы изготовлены в дуговой печи в атмосфере Аг и отжигали при температурах 550 и 800 °С в течение 3000 и 1000 ч соответственно. В качестве шихтовых материалов использовали Nd чистотой 99,4 % (по массе) и Ег чистотой более 99,7 % (по массе). Исследование проводили методами микроструктурного, рентгеновского и термического анализов [2]. Предполагается образование высокотемпературной модификации Nd по перитектической реакции при температуре -1200 °С и содержании -50 % (ат.) Ег. Фаза 6 типа «Sm образуется из твердого раствора (Ег, aNd) при температуре 900±15 "С.

Гипотетическая диаграмма состояния системы Fe—Pm построена на основании положения о близости электронного строения и химических свойств Рт с Nd и Рг и, следовательно, аналогичного этим системам характера взаимодействия Рт с Fe [1]. Она представлена на рис. 290 по данным работы [1] и скорректирована по температурам плавления и температурам полиморфных превращений чистых металлов. В системе предполагается образование двух интерметаллических соединений Fe17Pm2 и Fe2Pm и кристаллизация эвтектики в области сплавов, богатых Рт. Соединения характеризуются отсутствием областей гомогенности. Определена температура эвтектического превращения — 680 °С и эвтектический состав — 73 % (ат.) Рт.

Фаза у ПРИ понижении температуры распадается согласно прилитой в работе [2] диаграмме на две изоструктурные с ней фазы. При этом за фазой, более богатой Se, оставлено обозначение у, а за фазой более бедной Se, — обозначение у'. Предполагается образование области несмешиваемости (у + у') с критической температурой, расслаивания около 390 °С. В результате упорядочения фазы у" при содержании 52—53 % (ат.) Se и температуре -300 °С образуется pFe7Se2, которая при 180 "С переходит в aFe7Se2.

Поглощение Н палладием идет активно уже при комнатной температуре. Причем абсорбция сопровождается образованием фаз а и Р, имеющих решетку исходного чистого металла. Эта важная особенность отличает Pd от всех остальных элементов fl]. Твердый раствор а имеет ГЦ К структуру с параметром решетки, увеличивающимся от 0,3891 до 0,3894 нм при увеличении содержания И до 4,7 % (ат.) Н. Две фазы, аир находятся в равновесии в интервале концентраций 4,7 — -39 % (ат.) Н. Фаза р имеет кубическую структуру сильно разупорядочен-ного типа NaCl [2] с областью гомогенности, в которой параметр решетки изменяется от 0,4027 до 0,4070 нм. При температуре выше 300 °С или при давлении более 2 МПа Pd и PdH образуют непрерывный ряд твердых растворои. В работе [Ш] предполагается образование PdH4 при температуре —200 "С. Растворимость Н в Pd в температурном интервале —20 ^ 150 °С может быть описана уравнением f3]

Фаза Mn2Hg5 образуется по перитектической реакции Ж + + MnHg ** Mn2Hg5 при температуре -75 °С [X]. Она имеет тетрагональную структуру, аналогичную структуре Pd(NH3)4Cl2- H2O и Pt(NH3)Cl2' Н2О [X], уточненные параметры решетки которой а = - 0,9758 нм, с = 0,2998 нм [Э]. В работе [1] предполагается образование в системе фазы MnHg4.