316L不锈钢扩散焊接头的微观结构和力学性能,C高温拉伸为元素分布曲线和DB3接头界面的EDS图，在中靠近界面处可以观察到柯肯达尔效应。根据经典扩散理论，熔点高、原子半径小的元素容易向熔点低、原子半径大的元素扩散。铁和镍的原子半径分别为1.27A和1.24A，因此，镍元素在铁中的扩散速度要大于铁在镍中的扩散速度，这就导致了界面处柯肯达尔孔洞的形成。

　　接头常温力学性能由表2可知，含镍中间层接头常温抗拉强度和延伸率随着焊接温度的提高而逐渐下降。仅在850°C焊接的DB1接头发生了屈服现象，而在较高焊接温度制备的DB2、DB3接头在弹性阶段就发生了断裂。中间层的引入导致扩散焊接头常温性能恶化，主要是因为母材和镍中间层中互扩散的铁、镍元素发生了固溶合金反应形成脆硬的Fe0.64Ni0.36造成的。由（a）可见，新相Fe0.64Ni0.36的衍射峰强随着焊接温度的提高而逐渐增加，镍元素的衍射峰强显著降低，说明焊缝中的固溶合金含量随着焊接温度的提高而增加。由可知，随着焊接温度的提高，接头界面上的显微硬度随着焊接温度的提高而提高。显微硬度的变化趋势也在一定程度上证实了上述XRD的分析结果。

　　镍中间层的引入，使得焊缝区域的化学成分和组织结构与母材不一致。在拉伸过程中，未反应的软质镍中间层进入塑性状态时，母材和界面固溶合金仍然处于弹性状态，因此镍层的塑性变形受到两侧高强材料的拘束作用，使镍层处于三向受拉状态，从而被强化。因此，中间层的“接触强化效应”

　　接头界面区域显微硬度3接头高温力学性能高温下的接头表现出与常温性能迥异的特点，接头高温抗拉强度和延伸率随着焊接温度的上升而提高。但在850°G焊接的DB1试样高温性能急剧下降，接头高温抗拉强度只有常温的36.4%，延伸率仅为常温的15. 1%.在高温拉伸过程中，DB2、DB3样品都出现了非常明显的屈服现象，接头高温性能比常温有了大幅度的提高。在1050°C焊接的DB3接头的高温抗拉强度等于其常温强度，高温延伸率是其常温延伸率的9.86倍。虽然DB3接头的高温短时拉伸性能良好，但柯肯达尔孔洞在高温环境中，有可能成为蠕变裂纹扩展的发源地，因此镍中间层对316L不锈钢扩散焊接头的作用需要进一步的高温蠕变实验来检验。

　　对经过与高温拉伸实验相同条件处理的金相试样XRD分析表明（（b）），接头焊缝的Fe0.6rNk36发生了相变。对比（a）和5（b）可知，在进行高温拉伸实验时，DB1试样继续发生铁、镍固溶合金反应，大量Fe0.MNi0.36合金生成导致DB1接头脆性增加、高温强度显著下降。而DB2样品的Fe0.64Nk36的衍射峰强减弱，出现了宽而矮的FeNi3衍射峰。由此可知，DB2接头中部分的Fe0.6rNk36合金发生了相变生成了FeNi3.DB3样品的Fe0.64Ni0.36的衍射峰消失，完全转变为尖而窄的结晶良好的FeNi3衍射峰。由于铁镍固溶合金的强度和韧性随着镍含量的提高而增强，所以在高温短时拉伸时，相变生成韧性更好的FeNi3合金是接头高2.4断口形貌分析室温时，扩散焊接头为脆性断裂占主导作用的脆性和韧性混合断裂模式，接头断裂的位置不同。850°C焊接的DB1接头室温拉伸断口呈现出层叠状的解理台阶，属于脆性断裂，且接头断裂位置位于镍中间层内，但是其良好的焊合率和中间层的知，断面的未焊合区，具有与磨削加工痕迹吻合的条纹，焊合区的形貌呈现典型的脆断，个别区域出现韧窝，韧窝尺寸小且分布不均匀，断裂发生在母材与中间层界面处。而DB3断口SEM像（（c））显示，中间层和母材接触的部位为韧性断裂，凹陷处被镍中间层填充且为脆性断裂。对接头断面XRD分析发现，断口表面为Feo.64Nio.36，没有镍的衍射峰存在，可见断裂发生在镍中间层和固溶合金Fe.64Ni.36的界面处。

　　对高温拉伸试件断口电镜分析表明，850°C焊接的DB1接头呈现出了少量韧窝，偶尔也可见切削的痕迹，其断裂方式接近于DB2常温的断裂方式（（d））。DB2接头高温微观形貌和其常温断口形貌相比，出现韧窝的面积稍稍增加，沿晶脆断面积减少（（b）、7（e））。DB3高温试样断口为等轴韧窝和板片状解理层片组成的具有撕裂特征的混合形貌，从韧窝包围处可以看出，沿晶粒生长边界断裂的圆滑一次晶特征，韧窝大而均匀。相变产生的FeNi3固溶合金韧性和强度都要比Feo.64Nio.36高，需要更大的载荷才能使之断裂，因而提高了接头高温延伸率和强度。

　　含镍中间层316L扩散焊接头的常温强度和延伸率随着焊接温度的提高而下降，但高温时反而随着焊接温度的提高而增加。

　　镍中间层的引入提高了焊合率，改善了接头的高温韧性，使接头在不同的测试温度下表现出了不同的力学性能。

　　含镍中间层316L不锈钢扩散焊接头常温为脆性断裂占主导作用的脆性和韧性混合断裂模式；高温时，接头的断裂为韧性断裂占主导作用的脆性和韧性混合断裂模式。