316L不锈钢管韧性损伤与断裂的研讨现状
316L不锈钢管在断裂前，在外界要素影响下，其微观构造会发作变化，如位错滑移，位错在晶界、第二相粒子、夹杂物等处塞积，位错密度增加等，最终构成微孔等微观缺陷。这些细微观的损伤积聚所招致的尺度效应会招致316L不锈钢管失效断裂，其断裂机制属于微孔聚合型。微孔聚合型断裂过程能够分为三个阶段：（1）微孔构成。当外载到达一定水平后，首先在316L不锈钢管中较弱夹杂物或者第二相粒子中，或它们与基体的界面处开裂，构成微孔；（2）随着塑性变形增加，微孔逐步长大并互相集合构成裂纹；（3）裂纹扩展。裂纹和前方的微孔集合，逐渐向前开展，最终构成断裂。在这过程中，随着部分变形继续增加，316L不锈钢管颈缩区域内的资料滑移将累计到很高水平，这时位错塞积会很严重，密集的位错群前缘会产生很大的拉应力并集中在部分区域，从而在聚集的位错群萌发微小裂纹，然后逐步构成扩展性宏观裂纹[26]。依据损伤研讨的对象能够分为宏观损伤力学和细观损伤力学：
（1）宏观损伤力学。这是基于宏观的连续介质力学和连续介质热力学的一种典型的唯象学办法。这类办法主要研讨资料宏观力学性能以及资料的宏观构造与资料损伤之间的关系，愈加注重于从宏观变形机制来解释，而不触及到损伤演化的物理机制。
Kachanov用连续因子来表征资料的劣化，提出了脆性毁坏模型，从而能够用连续的变量来描绘微观损伤的离散过程。在这根底上Robotnov引入了损伤变量，树立了经典的Kachanov-Robatnov本构方程[29]。尔后很多学者基于宏观力学和热力学的理论，提出了各种不同的模型。
（2）细观损伤力学。这类办法主要研讨资料的微观组织变化如第二相粒子、夹杂物与损伤之间的关系。这是以资料的微米或者纳米级微观变化作为研讨对象，愈加注重于物理机制的探究。
Taylor提出的经典的位错模型，树立了宏观量剪切活动应力与微观量位错密度之间的联络[30]。Gurson[31]将微孔体积分数引入到塑性屈从原则中，以微孔的体积分数作为断定断裂的条件。Tvergaard[32]经过单向的拉伸实验在Gurson模型根底上引入3个参数来对其停止修正，树立了经典的G-T模型。固然尔后有许多模型不时的被提出，但是应用最普遍的还是G-T模型。Rice和Tracey研讨了微孔生长速率与其四周应力状态之间的关系，得出了微孔生长速率随着微孔四周均匀应力呈幂指数增加的结论，并给出了孔隙生长率的公式。该模型普遍应用于韧性资料微孔生长的研讨。
中国在70年代引入并开展了断裂力学。肖纪美等研讨了各种316L不锈钢管的微观组织与力学性能，并研讨了裂纹顶端区域的断裂过程以及损伤对裂纹尖端以及断裂过程的影响。陈奇志，诸武扬等]对310不锈钢薄膜停止了原位拉伸实验。研讨了韧性断裂过程中微裂纹的形核以及钝化为空泛并与主裂纹相连的过程。张静武应用TEM原位拉伸以及SEM原位拉伸技术对黄铜、ZL101等资料在拉伸过程中的裂纹萌发和扩展的过程停止了察看研讨，并研讨了晶界在断裂中的作用。杨卫等[36]则从愈加细微的原子的运动角度来剖析断裂行为，以及断裂别离时原子运动特征。研讨发现关于微纳米构造，资料的尺度效应十分明显。