книги / Циклическая прочность и ползучесть металлов при малоцикловом нагружении в условиях низких и высоких температур

особенностей микроразрушения металлов и их взаимосвязи с харак­ тером макроразрушения также уделено определенное внимание [110, 184, 187, 231, 245]. И в то же время особенности деформирования металлов на структурном и субструктурном уровнях в их взаимо­ связи с изменением характера микро- и макроразрушения при пере­ ходе из квазистатической области в усталостную исследованы не­ достаточно.

Известно большое число работ, посвященных исследованию механизмов деформации металлов при усталости, а также при пол­ зучести в условиях статического нагружения [16, 52, 54, 60, 131

идр.]. Наиболее полно особенности пластического деформирования металлов при ползучести на структурном и субструктурном уровнях в широком интервале температур и долговечностей рассмотрены в работах [16, 131]. Если В. М. Розенберг ИЗО] ограничивается изу­ чением ползучести, протекающей только при температурах выше 0,57™, т. е. в высокотемпературной области, то Ф. Гарофало [16] рассматривает весь интервал температур, представляющий практи­ ческий интерес, в том числе и область низких температур (до 4° К). Поэтому более подробно остановимся на рассмотрении некоторых результатов структурных исследований, приведенных в работе [16],

сцелью анализа взаимосвязи характера структурных изменений Q типом разрушения при ползучести. Можно ожидать, что при стати­ ческой и циклической ползучести существует общность в протека­ нии процессов направленного пластического деформирования и разрушения [44].

ФГарофало считает, что нет принципиального отличия между особенностями деформирования материала при постоянном напря­ жении в условиях ползучести и при возрастающем напряжении, как, например, при кратковременных испытаниях. И в том и в дру­ гом случае на полированных поверхностях образцов наблюдались линии тонкого, полосы грубого и следы поперечного скольжений. Полосы сброса, а также двойникование могут иметь место при двух видах испытаний

Тонкое скольжение при ползучести проявляется в виде выходя­ щих на поверхность линий тонкого скольжения, среднее расстоя­ ние между которыми обычно не превышает 1 мкм. Линии тонкого скольжения, группируясь, образуют полосы грубого скольжения, которые можно наблюдать в оптическом микроскопе. Наблюдаемые на поверхности образцов извилистые линии являются результатом поперечного скольжения.

Особенности внутризеренной деформации существенно зависят при ползучести от температуры и напряжений. На примере кадмия

иалюминия показано [16], что при 20° С деформация ползучести характеризуется тонкими и прямыми линиями скольжения и сколь­ жение имеет множественный характер. С ростом температуры могут появляться следы поперечного скольжения. Так, при температу­ рах, близких к 0,47пл, в алюминии наблюдается интенсификация поперечного скольжения. При дальнейшем увеличении температу­

ры в структуре преобладают грубые полосы скольжения, а также полосы деформации в субзерна (ячейки). При больших напряжениях увеличивается неоднородность деформации от зерна к зерну, обус­ ловливающая образование полос сброса и складок. При темпера­ турах выше 0,47"™ в исследованных материалах обнаруживались дислокационные ячейки (субзерна), размеры которых уменьшаются с ростом напряжений. Расстояние между полосами скольжения с увеличением напряжений также уменьшается. Плотность дислока­ ций внутри ячеек с течением времени уменьшается, и наряду с этим происходит ее увеличение в субграницах.

Дислокационная ячеистая структура образуется не только при температурах выше 0,47"™, но иногда и при более низкой темпера­ туре. Однако при понижении температуры склонность к образова­ нию ячеек уменьшается, и ниже определенной температуры они не обнаруживаются. Так, в железе при комнатной температуре ячеис­ тая структура образуется, а при температуре жидкого азота — нет. Склонность к образованию ячеек уменьшается также с понижением величины деформации.

В целом в результате взаимодействия различным образом ориен­ тированных зерен внутризеренная деформация в поликристаллах при ползучести является сложной, неоднородной как в пределах одного зерна, так и от зерна к зерну.

Внутризеренная деформация определяет характер разрушения при невысоких температурах, высоких скоростях деформирования и относительно небольших долговечностях. При повышении темпе­ ратуры и уменьшении скорости деформирования зоны перехода от внутризеренного к межзеренному разрушению на кривых длитель­

ром деформирования материала пб границам зерен. При увеличении температуры может происходить связанное с зернограничным про­ скальзыванием утолщение границ зерен [16], их миграция, а также образование складок вблизи тройных стыков зерен. Интенсив­ ность процессов межзеренного деформирования зависит от состава металлов и сплавов, их микроструктуры, размеров зерен, окружаю­ щей среды и т. п. Чем чище материал, тем выше температура, при которой происходит межзеренное разрушение.

Как считает А. Кеннеди [60], пограничную (межзеренную) де­ формацию, за исключением очень малых деформаций, нельзя пред­ ставлять «в любом виде как одну из составляющих независимых про­ цессов общей ползучести». Проскальзывание по границам зерен тесно связано с протеканием скольжения внутри зерен. Поэтому, по мнению А. Кеннеди, нельзя разделять процесс ползучести в поликристаллических металлах на межзеренную и внутризеренную со­ ставляющие и анализировать их отдельно, так как это является грубым и ошибочным приближением. Использованные нами термины «межзеренная и внутризеренная деформация» в связи с изложенным являются дс некоторой степени условными и обусловливаются необ­

ходимостью отразить в том или другом случае преобладающее влия­ ние тела или границ зерен на процесс ползучести с учетом характера разрушения материала.

Межзеренное разрушение, как правило [16, 1311, инициируется проскальзыванием по границам зерен в условиях высокой внутризеренной прочности и при отсутствии миграции границ (от такого разрушения следует отличать межзеренное разрушение, происхо­ дящее в результате охрупчивания границ) Клиновидные трещины и поры на границах зарождаются после проскальзывания по гра­ ницам зерен и являются очагами межзеренного разрушения. В то же время миграция границ зерен и образование складок уменьшают склонность металлов к межкристаллитному разрушению.

В связи с тем, что для зарождения межзеренного разрушения при ползучести необходимо зернограничное проскальзывание, клино­ видные трещины и поры ниже определенной температуры не образу­ ются, так как при сравнительно невысоких температурах величина вязкого проскальзывания по границам становится незначительной [16] и в этом случае наблюдается внутризеренное разрушение. Как правило, клиновидные трещины образуются при высоких напряже­ ниях, а поры — при низких, при этом существует переходная об­ ласть напряжений, для которой характерно наличие и клиновид­ ных трещин, и пор [16, 1311.

Отметим, что процесс разрушения начинается на самых ранних стадиях ползучести; поры и клиновидные трещины обнаруживают­ ся уже на первой стадии ползучести, а к концу второй стадии они хорошо развиты [16]. Поэтому очевидно, что в деформировании поликристаллических материалов на установившейся стадии пол­ зучести существенную роль играют и границы зерен.

Серви и Грант, как показано в работе [206], установили, что пе­ релом на предельных кривых скоростей ползучести поликристал­ лов при переходе в область низких напряжений связан с появлением проскальзывания по границам зерен.

Таким образом, анализ взаимосвязи характера деформирования и разрушения металлов и сплавов при ползучести показывает, что переломы на кривых длительной прочности при уменьшении напря­ жений обусловлены изменением характера разрушения от внутризеренного к межзеренному, а переломы на предельных кривых скоростей ползучести связаны с изменением характера деформиро­ вания на структурном уровне: при высоких напряжениях опреде­ ляющими являются процессы внутризеренной деформации, а при более низких более существенный вклад в формирование разруше­ ния начинают вносить процессы на границах зерен, и в частности, зернограничное проскальзывание.

При циклическом нагружении поликристаллических металлов в зернах, так же как и при ползучести, происходит образование тон­ ких следов скольжения, которые развиваются по мере увеличения числа циклов. Следы скольжения при усталостных испытаниях, как показано в работе [60], отличаются по внешнему виду от следов

скольжения при статических испытаниях; в случае усталости сколь­ жение сосредоточено в небольшом числе полос скольжения и не со­ провождается искажением кристаллической решетки, наблюдаю­ щимся при статическом деформировании.

Первые следы скольжения [54, 60] обнаруживаются на ранней стадии процесса усталости, после небольшого числа циклов нагру­ жения, соответствующего 1—7% долговечности. При дальнейшем нагружении ширина следов, как правило, увеличивается [116], они трансформируются в полосы скольжения, в которых и происходит зарождение усталостных трещин [54, 60, 254].

Кинетика структурных изменений в металлах детально иссле­ дована В. С. Ивановой [54] на отдельных стадиях процесса уста­ лости. В соответствии с разработанной В. С. Ивановой концепцией процесс усталости может быть разделен на следующие основные стадии: инкубационный период, период образования субмикротре­ щин и их развития и период зарождения и распространения маги­ стральной трещины. Инкубационный период, в свою очередь, может быть разделен на стадии циклической микротекучести, цикличе­ ской текучести и циклического упрочнения [55].

Как отмечено в работе [54], стадия микротекучести характери­ зуется высокой локализацией пластической деформации, и поэтому на этой стадии полосы скольжения выявляются лишь в отдельных зернах. Формирование дислокационной ячеистой структуры начи­ нается на первых циклах нагружения [54, 190], при этом наиболь­ шая плотность дислокаций наблюдается в поверхностных слоях, где пластическое течение проходит интенсивнее, чем во внутренних объемах металла. Внутри полос скольжения при напряжениях ниже предела текучести наблюдается ячеистая структура с величиной отдельных ячеек 0,4—0,6 мкм [54]. На стадии микротекучести воз­ никновение усталостных полос скольжения с ячеистой субструк­ турой для различных металлов ограничивается поверхностным слоем толщиной до 15 мкм.

Переход к стадии циклической текучести характеризуется рас­ пространением зоны пластической деформации на более глубокие слои металла и повышением в этих зонах плотности дислокаций. С увеличением числа циклов и амплитуды деформации плотность дислокаций увеличивается и наблюдается тенденция к уменьшению величины ячеек.

При повторном растяжении на поверхности происходит образо­ вание и продвижение по образцу полос деформации, которые по внешнему виду аналогичны фронту деформации Чернова — Людерса при статическом растяжении. На этой стадии плотность дислока­ ций у поверхности также выше, чем во внутренних слоях металла. В пределах зерен плотность дислокаций также непостоянна, ее уве­ личение наблюдается в пограничных зонах зерен.

На стадии циклического упрочнения происходит формирование ячеистой структуры в объеме металла после завершения ее образо­ вания в поверхностных слоях. Как отмечено в работе [54], при цик­

лическом нагружении достижение высокой плотности дислокаций и формирование ячеистой структуры происходит при значительно меньшей деформации и долговечности, чем при статических испыта­ ниях, т. е. циклирование ускоряет процесс структурных изменений, которые предшествуют образованию в материале микротрещин.

После завершения инкубационного периода плотность дислока­ ций не увеличивается, и на поверхности образцов образуются уста­ лостные полосы скольжения, а также экструзии и интрузии. На этой стадии появляется новый тип дислокационной структуры — поло­ совая структура, которая сосуществует с ячеистой. Интенсивность ее развития уменьшается с удалением от поверхности образца, одна­ ко структура такого типа в отличие от ячеистой образуется и во внутренних слоях металла. Предполагают [54], что при достижении пороговой плотности дислокаций ячеистая структура трансформи­ руется в полосовую в результате перестройки групп дислокаций, а границы полосовой структуры, характеризующиеся критической плотностью дислокаций, и являются теми областями, в которых за­ рождаются субмикротрещины. При этом В. С. Иванова подчеркива­ ет, что усталостные полосы скольжения играют ту же роль, что и полосовая структура, т. е. являются очагами зарождения субмикро­ трещин. Другие исследователи [277] считают, что субмикротрещины развиваются в стенках ячеек с повышенной плотностью дислокаций.

В работах [188, 189] исследована эволюция дислокационной структуры в поверхностных слоях и внутренних объемах поликристаллического молибдена на разрушенных образцах в зависимости от температуры, амплитуды напряжений и долговечности. Нижняя граница исследованных долговечностей соответствует области мало­ цикловой усталости (5 103 циклов). При увеличении напряжений от 25 до 50 кгс/мм2 (ав = 48 -г- 54 кгс/мм2, ат = 37 — 44 кгс/мм2} плотность дислокаций при комнатной температуре увеличивается

от 109 до 1010 см“ 2 (исходная — 10® см~2). Участки с повышенной плотностью дислокаций распределены в объеме металла неравно­ мерно, встречаются зоны с исходной структурой. При больших

в локальных объемах формируется развитая ячеистая структура, этот тип структуры является основным при больших амплитудах напряжений. С уменьшением амплитуды до 40 кгс/мм2 участки с ячеистой структурой во внутренних объемах почти не встречаются [189], а дислокационная структура однородна и практически соот­ ветствует исходной. При напряжениях, равных пределу усталости а = 25 кгс/мм2, участки с повышенной плотностью дислокаций во внутренних объемах молибдена также наблюдаются редко. Основ­ ной процесс изменения дислокационной структуры происходит в поверхностных слоях металла [188]. При напряжениях, меньших предела текучести, с ростом амплитуды увеличивается количество продеформированных объемов, а плотность дислокаций в них не изменяется [188].

Как подчеркивается в работе [189], характер дислокационной структуры приповерхностных слоев на пределе усталости аналоги­ чен характеру структур, сформировавшихся во внутренних слоях при больших напряжениях. На пределе усталости при о = 25 -> -т- 30кгс/мм2в поверхностном слое могут образовываться области с ячеистой структурой. С понижением температуры до —196° С число объемов с повышенной плотностью дислокаций уменьшается и сни­ жается градиент плотности дислокаций при переходе от поверхности к внутренним слоям по сравнению с комнатной температурой: при —196° С плотность дислокаций у поверхности на полпорядка выше, чем внутри образца, а при 20° С — на порядок.

Установлено [189], что в поликристаллах молибдена усталост­ ная трещина распространяется с поверхности по границам зерен. Это противоречит установившейся точке зрения о том, что первая стадия роста усталостной трещины связана с кристаллографиче­ ским ростом трещин в пределах 1—2 зерен.

Характер структурных изменений в ГЦК- и ОЦК-металлах ис­ следовался в работе [218]. Показано, что при больших напряжениях и малых долговечностях грубые полосы скольжения развиваются по всему образцу, а при малых напряжениях и больших долговечностях полосы скольжения образуются только в благоприятно ориенти­ рованных зернах. В обоих случаях трещины образуются как по гра­

при статическом нагружении. С увеличением степени деформации увеличивается плотность дислокаций в стенках ячеек. Эти выводы подтверждают данные В. С. Ивановой и В. Ф. Терентьева [54].

Напряженное состояние при циклическом нагружении также оказывает существенное влияние на кинетику и интенсивность струк­ турных изменений в металлах при высоких напряжениях. На пре­ деле усталости образующаяся дислокационная структура не зави­ сит от напряженного состояния и характеризуется высокой плот­ ностью неравномерно распределенных скоплений дислокаций [249]. С ростом напряжений развитие дислокационной структуры задер­ живается с увеличением сложности напряженного состояния.

При линейном напряженном состоянии образование дислокаци­ онной структуры, характеризующейся наличием дислокационных скоплений и ячеек, начинается при числе циклов, составляющем 20% долговечности, при плоском такая же структура образуется при числе циклов, составляющем 80% долговечности, а при трех­ осном напряженном состоянии дислокационные ячейки не образу­ ются вплоть до разрушения образца [249].

Таким образом, анализ работ, выполненных для области много­ цикловой усталости, показывает, что кинетика структурных изме­ нений в металлах с различным строением кристаллической решетки существенно зависит от температуры, уровня циклических напряже-

яий, напряженного состояния, исходной структуры и определяет момент образования в материале субмикроскопических трещин, а следовательно, характер его разрушения и долговечность. В то же время можно отметить, что взаимосвязь структурных изменений с характером развития внутризеренных или межзеренных трещин при усталости не исследовалась так всесторонне, как для ползучести, и в литературе по этому вопросу нельзя найти определенный одно­ значный ответ. Можно также говорить о том, что до настоящего вре­ мени малоизвестны исследования, целью которых было бы изучить различие или подобие в протекании процессов структурных изме­ нений в областях многоцикловой и малоцикловой усталости в их взаимосвязи с характером усталостного и квазистатического разру­ шения.

Анализу структурных изменений при малоцикловой усталости посвящен целый ряд работ, однако в этих работах недостаточно чет­ ко рассмотрено влияние особенностей деформирования на струк­ турном уровне на характер разрушения в связи с разделением мало­ цикловой области на типичные участки, и их выводы в основном можно отнести к участку усталостного разрушения [187, 214, 236, 237, 260]. Сопоставление результатов этих исследований с рассмот­ ренными выше результатами изучения структурных изменений в области многоцикловой усталости [52, 54, 116 и др.], показывает, что в формировании структуры и характере зарождения микротре­ щин при усталостном разрушении нет принципиальных отличий для малоцикловой и многоцикловой областей. Так, в работах [187, 214, 237] для сплавов с различной кристаллической решеткой показано, что в области малоцикловой усталости на начальной стадии нагру­ жения образуется хорошо развитая дислокационная ячеистая струк­ тура, которая незначительно изменяется с числом циклов нагруже­ ния. Исходное структурное состояние не влияет на параметры яче­ истой структуры. При этом, как и для многоцикловой усталости [54, 188] и ползучести [16], размер ячеек при увеличении амплитуды деформации уменьшается, расстояние между полосами скольжения увеличивается и увеличивается плотность дислокаций между поло­ сами. Дислокационная структура при малоцикловой усталости [237], как и при многоцикловой [218], незначительно отличается от дислокационной структуры, формирующейся при статическом на­ гружении.

Особенности усталостного разрушения меди и технического же­ леза в малоцикловой области исследовались Б. Ю. Ровинским и Л. Ю. Рыбаковой [129, 130, 134]. Весь период усталостного разру­ шения при жестком нагружении они разделяют на три стадии. На первой стадии происходит повышение плотности дислокаций, образо­ вание пор и дробление кристаллических блоков. На второй образует­ ся система разветвленных поверхностных микротрещин, которые растут с увеличением числа циклов и приводят к образованию на третьей стадии магистральной трещины. Многостадийность мало­ циклового усталостного разрушения с учетом характерных особен­

ностей протекания процессов упрочнения и разупрочнения в стали 40ХНВА рассмотрена также в работе [191]. Особенности внутризеренного и межзеренного усталостного разрушения алюминиево­ медного сплава в зависимости от его структурного состояния и раз­ мера выпадающих при различной обработке частиц исследованы в работе [224]. Авторы [80] изучали состояние структуры стали Х18Н10Т после усталостного разрушения Показано, что в зависи­ мости от амплитуды напряжений интенсивность протекания карбидообразования и перераспределения вторичной фазы по границам зерен изменяется и изменяется размер и число карбидных частиц, располагающихся по границам зерен. С уменьшением амплитуды напряжений характер разрушения изменяется от смешанного к межзеренному, так же как и при ползучести.

Зависимость малоцикловой прочности от формы, размеров, объе­ ма выделений, типа выпавших частиц и от ориентации вырезки об­ разца в монокристалле исследована также в работе [265]. Авторы [260] показали, что при двухосном малоцикловом нагружении на­ правление развития полос скольжения и микротрещин согласуется с направлением максимального сдвига и на этой стадии анизотро­ пия материала не оказывает существенного влияния на процесс усталостного разрушения. Однако на последующих стадиях раз­ рушения (превращение микротрещин в макротрещины и распро­ странение последних) влияние анизотропии носит определяющий характер.

Анализ экспериментальных данных об особенностях и кинетике усталостного разрушения металлов и сплавов в малоцикловой об­ ласти показывает, что природа этого явления изучена еще недоста­ точно и имеющиеся разрозненные сведения не позволяют сформи­ ровать четкую картину процесса стадийного развития усталостно­ го повреждения, как это осуществлено для области многоцикловой усталости [54];» Вопрос же о различии механизмов разрушения ме­ таллов в квазистатической и усталостной областях малоцикловой усталости практически является неизученным. В связи с тем, что квазистатическое разрушение определяется характером протекания процессов циклической ползучести и происходит после реализации пластичности материала, можно ожидать, что его закономерности во многом совпадают с закономерностями статической ползучести. Однако нет литературных данных, которые обоснованно подтвер­ дили бы или опровергли такую точку зрения.

Проведенные нами исследования [481 показали, что характер разрушения в усталостной и квазистатической областях определен­ ным образом связан с характером структурных изменений металла при его упруго-пластическом деформировании. Испытания прово­ дились на монокристаллах молибдена и бикристаллах никеля при пульсирующем растяжении от 0 до атах с частотой 2 цикл/мин. Образцы выполнялись в виде пластин с размерами рабочей части 22 х 3,4 X 2,3 мм (молибден) и 20 X 3,8 X 1,5 мм (никель) из плоских заготовок толщиной 4 мм, вырезанных из кристаллов ал­

мазным кругом. Наклепанный слой снимался в несколько этапов: 0,2 мм — наждачной бумагой, 0,1 мм — алмазной пастой и осталь­ ное — электрополировкой. Состав электролита для молибдена: 1 часть серной кислоты и 6 частей уксусной. Температура электроли­ та поддерживалась близкой к 45° С, напряжение полировки 110 в, плотность тока около 10 а/см2. Состав электролита для никеля: 60% ортофосфорной кислоты, 40% серной кислоты; напряжение 10 в, плотность тока 5 а/см2, температура 60° С.

Для исследования выбирался монокристальный молибден с на­ правлением оси растяжения (313) и рабочей плоскостью {ПО}. Взаимная ориентировка зерен бикристалла никеля была различной для различных образцов. Никель и молибден имели высокую чистоту (более 99,9999%), которая обеспечивалась электроннолучевой пере­ плавкой в вакууме. Их механические характеристики приведены в приложении I. Испытания проводились при комнатной температу­ ре, пульсирующие напряжения изменялись по трапецоидальному циклу с выдержкой при отах в течение 8 сек. При таких условиях нагружения в материале происходит накопление направленной пластической деформации, зависимость которой от времени характе­ ризует циклическую ползучесть материала. В процессе ползучести определялось общее удлинение рабочего участка образца, а также удлинение отдельных зерен при испытаниях бикристалла никеля. Внутризеренная структура изучалась методом рентгеновского двух­ кристального спектрометра (метод Берга — Баррета) [47]. Инфор­ мация о субструктуре получалась в виде кривых двойного отра­ жения, общий угловой интервал которых х позволял судить о мак­ симальной разориентировке структуры в кристалле.

Примененная методика позволяла судить об интегральной де­ фектности структуры в процессе испытаний Для повышения надеж­ ности получаемой информации записывались кривые двойного отра­ жения для ряда рефлексов одного типа [(112) для молибдена и (220) для никеля], использовалось монохроматизированное излучение Сг — Kar При сопоставлении повреждаемости различных зерен никеля в процессе деформации использовались значения х, опре­ деленные по одним и тем же рефлексам, и значения, соответствую­ щие одинаковой облучаемой площади (и объему).

Развитие скольжения на поверхности электрополированных мо­ либдена и никеля в процессе циклической ползучести изучалось методом оптической микроскопии.

Для проведения структурных исследований испытания после определенного числа циклов нагружения прекращались, образцы извлекались из захватов и устанавливались на дифрактометр ДРОН-1 или оптический микроскоп. Это позволяло получать необ­ ходимую информацию о структурном состоянии материала для тре­ буемого числа циклов. После завершения структурных исследова­ ний образец вновь устанавливался на установку для механических испытаний и его Циклическое нагружение продолжалось. Таким образом, исследован характер структурных изменений на различных

стадиях циклической ползучести в диапазоне долговечностей от 0,5 до 1,8 • 105 циклов нагружения.

Максимальные напряжения цикла при исследовании монокристального молибдена для различных образцов составляли 0,8; 0,65; 0,5; 0,4 и 0,2ав. Предельные кривые малоцикловой усталости, полу­ ченные по результатам испытаний на заданных уровнях, пред­ ставлены на рис. 53, а в табл. 4 приведены соответствующие дан­ ные о пластичности и ползучести молибдена. Таким образом, в диа­ пазоне напряжений от 1,0 (51,5 кгс/мм2) до 0,5ав (25,8 кгс/мм2) раз­

рушение происходит в результате исчерпания пластичности мате­ риала, а при напряжениях ниже 0,5сгв — после образования и раз­ вития усталостных трещин. При переходе в область усталостного разрушения на кривых предельных деформаций (рис. 53, в) и пре­ дельных скоростей ползучести (рис. 53, б) наблюдается перелом, зона которого по долговечности и напряжениям совпадает с пере­ ходной зоной от одного вида разрушения к другому, фиксируемой на кривых малоцикловой усталости. Накопленная до разрушения деформация в квазистатической области (рис. 53, в) меньше остаточ­ ного удлинения, определяемого при Nр = 0,5 циклов. Интересно отметить, что этот факт не согласуется с соответствующими данными для поликристаллических материалов, предельная деформация ко­ торых при квазистатическом разрушении всегда равна деформации при статических испытаниях с непрерывно возрастающей нагруз­ кой или больше ее. Относительное сужение молибдена в квазиста­ тической области увеличивается (см. табл. 4), следовательно, ло­ кальная пластичность в сечении разрушения при циклической пол­ зучести растет.

Кривые циклической ползучести монокристального молибдена (рис. 54) характеризуются хорошо развитыми участками установив­ шейся и неустановившейся ускоренной (при квазистатическом раз­ рушении) ползучести во всем исследованном диапазоне напряже-