316L不銹鋼擴(kuò)散焊接頭的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能,C高溫拉伸為元素分布曲線和DB3接頭界面的EDS圖，在中靠近界面處可以觀察到柯肯達(dá)爾效應(yīng)。根據(jù)經(jīng)典擴(kuò)散理論，熔點(diǎn)高、原子半徑小的元素容易向熔點(diǎn)低、原子半徑大的元素?cái)U(kuò)散。鐵和鎳的原子半徑分別為1.27A和1.24A，因此，鎳元素在鐵中的擴(kuò)散速度要大于鐵在鎳中的擴(kuò)散速度，這就導(dǎo)致了界面處柯肯達(dá)爾孔洞的形成。

　　接頭常溫力學(xué)性能由表2可知，含鎳中間層接頭常溫抗拉強(qiáng)度和延伸率隨著焊接溫度的提高而逐漸下降。僅在850°C焊接的DB1接頭發(fā)生了屈服現(xiàn)象，而在較高焊接溫度制備的DB2、DB3接頭在彈性階段就發(fā)生了斷裂。中間層的引入導(dǎo)致擴(kuò)散焊接頭常溫性能惡化，主要是因?yàn)槟覆暮玩囍虚g層中互擴(kuò)散的鐵、鎳元素發(fā)生了固溶合金反應(yīng)形成脆硬的Fe0.64Ni0.36造成的。由（a）可見，新相Fe0.64Ni0.36的衍射峰強(qiáng)隨著焊接溫度的提高而逐漸增加，鎳元素的衍射峰強(qiáng)顯著降低，說明焊縫中的固溶合金含量隨著焊接溫度的提高而增加。由可知，隨著焊接溫度的提高，接頭界面上的顯微硬度隨著焊接溫度的提高而提高。顯微硬度的變化趨勢(shì)也在一定程度上證實(shí)了上述XRD的分析結(jié)果。

　　鎳中間層的引入，使得焊縫區(qū)域的化學(xué)成分和組織結(jié)構(gòu)與母材不一致。在拉伸過程中，未反應(yīng)的軟質(zhì)鎳中間層進(jìn)入塑性狀態(tài)時(shí)，母材和界面固溶合金仍然處于彈性狀態(tài)，因此鎳層的塑性變形受到兩側(cè)高強(qiáng)材料的拘束作用，使鎳層處于三向受拉狀態(tài)，從而被強(qiáng)化。因此，中間層的“接觸強(qiáng)化效應(yīng)”

　　接頭界面區(qū)域顯微硬度3接頭高溫力學(xué)性能高溫下的接頭表現(xiàn)出與常溫性能迥異的特點(diǎn)，接頭高溫抗拉強(qiáng)度和延伸率隨著焊接溫度的上升而提高。但在850°G焊接的DB1試樣高溫性能急劇下降，接頭高溫抗拉強(qiáng)度只有常溫的36.4%，延伸率僅為常溫的15. 1%.在高溫拉伸過程中，DB2、DB3樣品都出現(xiàn)了非常明顯的屈服現(xiàn)象，接頭高溫性能比常溫有了大幅度的提高。在1050°C焊接的DB3接頭的高溫抗拉強(qiáng)度等于其常溫強(qiáng)度，高溫延伸率是其常溫延伸率的9.86倍。雖然DB3接頭的高溫短時(shí)拉伸性能良好，但柯肯達(dá)爾孔洞在高溫環(huán)境中，有可能成為蠕變裂紋擴(kuò)展的發(fā)源地，因此鎳中間層對(duì)316L不銹鋼擴(kuò)散焊接頭的作用需要進(jìn)一步的高溫蠕變實(shí)驗(yàn)來檢驗(yàn)。

　　對(duì)經(jīng)過與高溫拉伸實(shí)驗(yàn)相同條件處理的金相試樣XRD分析表明（（b）），接頭焊縫的Fe0.6rNk36發(fā)生了相變。對(duì)比（a）和5（b）可知，在進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)時(shí)，DB1試樣繼續(xù)發(fā)生鐵、鎳固溶合金反應(yīng)，大量Fe0.MNi0.36合金生成導(dǎo)致DB1接頭脆性增加、高溫強(qiáng)度顯著下降。而DB2樣品的Fe0.64Nk36的衍射峰強(qiáng)減弱，出現(xiàn)了寬而矮的FeNi3衍射峰。由此可知，DB2接頭中部分的Fe0.6rNk36合金發(fā)生了相變生成了FeNi3.DB3樣品的Fe0.64Ni0.36的衍射峰消失，完全轉(zhuǎn)變?yōu)榧舛慕Y(jié)晶良好的FeNi3衍射峰。由于鐵鎳固溶合金的強(qiáng)度和韌性隨著鎳含量的提高而增強(qiáng)，所以在高溫短時(shí)拉伸時(shí)，相變生成韌性更好的FeNi3合金是接頭高2.4斷口形貌分析室溫時(shí)，擴(kuò)散焊接頭為脆性斷裂占主導(dǎo)作用的脆性和韌性混合斷裂模式，接頭斷裂的位置不同。850°C焊接的DB1接頭室溫拉伸斷口呈現(xiàn)出層疊狀的解理臺(tái)階，屬于脆性斷裂，且接頭斷裂位置位于鎳中間層內(nèi)，但是其良好的焊合率和中間層的知，斷面的未焊合區(qū)，具有與磨削加工痕跡吻合的條紋，焊合區(qū)的形貌呈現(xiàn)典型的脆斷，個(gè)別區(qū)域出現(xiàn)韌窩，韌窩尺寸小且分布不均勻，斷裂發(fā)生在母材與中間層界面處。而DB3斷口SEM像（（c））顯示，中間層和母材接觸的部位為韌性斷裂，凹陷處被鎳中間層填充且為脆性斷裂。對(duì)接頭斷面XRD分析發(fā)現(xiàn)，斷口表面為Feo.64Nio.36，沒有鎳的衍射峰存在，可見斷裂發(fā)生在鎳中間層和固溶合金Fe.64Ni.36的界面處。

　　對(duì)高溫拉伸試件斷口電鏡分析表明，850°C焊接的DB1接頭呈現(xiàn)出了少量韌窩，偶爾也可見切削的痕跡，其斷裂方式接近于DB2常溫的斷裂方式（（d））。DB2接頭高溫微觀形貌和其常溫?cái)嗫谛蚊蚕啾?，出現(xiàn)韌窩的面積稍稍增加，沿晶脆斷面積減少（（b）、7（e））。DB3高溫試樣斷口為等軸韌窩和板片狀解理層片組成的具有撕裂特征的混合形貌，從韌窩包圍處可以看出，沿晶粒生長(zhǎng)邊界斷裂的圓滑一次晶特征，韌窩大而均勻。相變產(chǎn)生的FeNi3固溶合金韌性和強(qiáng)度都要比Feo.64Nio.36高，需要更大的載荷才能使之?dāng)嗔?，因而提高了接頭高溫延伸率和強(qiáng)度。

　　含鎳中間層316L擴(kuò)散焊接頭的常溫強(qiáng)度和延伸率隨著焊接溫度的提高而下降，但高溫時(shí)反而隨著焊接溫度的提高而增加。

　　鎳中間層的引入提高了焊合率，改善了接頭的高溫韌性，使接頭在不同的測(cè)試溫度下表現(xiàn)出了不同的力學(xué)性能。

　　含鎳中間層316L不銹鋼擴(kuò)散焊接頭常溫為脆性斷裂占主導(dǎo)作用的脆性和韌性混合斷裂模式；高溫時(shí)，接頭的斷裂為韌性斷裂占主導(dǎo)作用的脆性和韌性混合斷裂模式。