2024年9月10日发(作者：花静姝)
保温时间对20G316L异种金属TLP焊接接头组织及性能的影
响
0 前言
随着新材料、新工艺、新设备的快速发展，单一的金属或非金属
材料已不能完全满足复杂多变的环境和工程要求。异种金属材料的兴
起弥补了单一材料的缺欠，现已广泛应用于航空航天、机械制造、管
道运输等行业［1－3］。20G/316L异种金属材料作为一种典型的组
合材料，在石油天然气运输中起到了举足轻重的作用［4］。但由于两
种材料在物理化学性能上存在较大差异，采用常规电弧焊得到的焊接
接头存在多种焊接问题。瞬间液相扩散 (Transient liquid-phase
bonding，TLP)作为一种固－液扩散型连接技术，具有焊接温度低、
接头连接强度好等优点，在异种合金、高温金属等常规焊接方法难以
焊接的材料中得到了广泛的应用［5－8］。
进入21世纪，综合材料艺术因其拓展性，在美术学院教学体系中
有了重要地位。在此之前，美术学院艺术专业的重点是“国、油、版、
雕”四个传统门类，随着新材料、新技术在中国当代艺术中发挥作用，
综合材料艺术语言在中国语境中有了更多的用武之地。从上世纪90年
代中后期到现在，中国艺术家使用综合材料和多媒介(或非传统媒介)创
作的艺术作品，开始在西方崭露头角，徐冰、陈箴、黄永砯、隋建国、
宋冬、毛同强等都可视为是这方面的重要代表。
针对碳钢与不锈钢异种金属的焊接，Anwar Ul-Hamid，马启慧
等人［9－10］通过研究发现:在异种金属焊接过程中，由于接头过渡
层存在，易导致焊缝金属中脆性相的生成;另一方面，由于合金元素碳
在接头中的析出，接头力学性能及耐腐蚀性能有所降低。范兆廷等人
［11］采用HS316L焊丝对20G/316L进行了TIG焊的研究，详细阐
述了接头过渡层中元素扩散迁移情况以及对C元素扩散的影响。
目前有关异种金属瞬间液相扩散焊的相关研究文献还相对较少，
而且就已有的文献大多集中在对中间层材料的选择、焊接工艺优化等
方向的讨论。因此文中以非晶态Ni箔为中间层，通过对20G/316L异
种材料进行TLP连接;以保温时间为变量，重点研究界面元素扩散以及
接头组织性能的变化，为异种金属瞬间液相扩散焊的研究提供一定的
理论基础。
1 试验材料与方法
中间层材料为非晶态Ni箔，厚度为0．04 mm，纯度
≥97．95%(质量分数)。20G与316L试样尺寸均为20 mm×20
mm×20 mm，其成分见表1。采取对接的连接方式;在焊前采用800
号、1 000号、1 200号SiC金相砂纸依次对母材待焊面、非晶态Ni
基合金中间层进行打磨并抛光，抛光完成后对试样进行清水清洗、超
声波清洗和酒精清洗，结束后立即对试样进行真空封存，留用待焊。
在焊接过程中，采用带有温控压力系统的高频感应加热机在空气
环境中对20G/316L试样进行TLP梯度焊的焊接工艺连接。考虑到非
晶Ni箔的熔点高达1 450℃，若将焊接温度设定在Ni箔熔点附近时，
母材会先于中间层发生熔化，且焊后接头组织易长大粗化，因此结合
母材特征及瞬间液相扩散焊连接机理，将非晶Ni箔加热到部分液化状
态，利用液相区原子之间的相互扩散，达到连接的效果［12］。为保
证中间层材料与母材之间能形成较好的接触，在焊接过程中对试样施
加一定压力［13］;在焊前准备工作完成后，按表2的焊接工艺参数施
焊，而试样按图1所示接头连接顺序进行摆放。
表1 母材的化学成分(质量分数，%)
母材余量316L 0．017 3 0．493 1．377 0．002 0．031 10．17
16．54 2．11 0．012 —C Si Mn S P Ni Cr Mo N Cu Fe 20G 0．17
0．250 0．480 0．013 0．013 0．03 0．04 — — 0．17余量
表2 焊接工艺参数表
预热阶段1预热阶段2试样 中间层 预热温度T1/℃保温时间t1/s
预测温度T2/℃保温时间t2/s焊接焊接温度T/℃保温时间t/min焊接
压力F/MPa 1 非晶态Ni箔900 60 1 080 30 1 120 30 3 2 非晶态Ni
箔 900 60 1 080 30 1 120 40 3 3 非晶态Ni箔 900 60 1 080 30 1
120 50 3 4 非晶态Ni箔900 60 1 080 30 1 120 60 3
图1 20G与316L TLP接头示意图
试验完成后，利用线切割机将试样加工成所需大小，打磨后采用
4%(质量分数)硝酸酒精溶液和王水腐蚀剂分别对20G，316L两侧进行
金相腐蚀处理;利用金相显微镜(OM)对接头进行显微组织观察，SEM，
EDS观察界面成形过程及界面元素扩散迁移情况;使用X射线衍射仪
(XRD)分析接头物相;最后，通过万能拉伸试验机、剪切试验夹具(如图
2所示)和显微硬度测试仪测量接头抗剪强度及显微硬度等力学性能。
图2 剪切试验夹具示意图
2 试验结果与分析
2．1 接头微观组织结构分析
图3 TLP接头的界面成形情况
图3 为不同保温时间时，20G/316L异种金属TLP焊接接头界面
微观组织结构图，从图3a中可以看出，焊缝区存在一定宽度，且随着
中间层元素扩散，在不锈钢侧出现一层较薄的扩散层区域，接头区组
织结构发生改变;在不锈钢侧奥氏体晶界附近，出现明显的析出相组织，
根据Darken扩散理论，扩散的真正驱动力是化学势差异而不是浓度差
异［14］。因此当焊接参数为1 120℃，30 min时，316L侧不锈钢
基体中的C获得足够的迁移能量而变得活跃，少量C原子由晶体内部
向晶界处迁移形成碳化物［15］，随着保温时间增加至40 min时(图
3b)，碳化物析出位置不仅仅出现在奥氏体晶界处，在奥氏体晶体内，
部分碳化物也开始逐步析出，这时C原子在晶界与晶内化学势差异降
低，部分C原子开始在晶体内部与合金元素结合，析出碳化物，且析
出物含量开始增加。
当保温时间增加至50 min时(图3c)，越来越多的碳化物开始析出，
基体组织中C含量降低，奥氏体中σ相开始析出，析出的σ相与奥氏
体结合形成类固溶体奥氏体［16］，均匀分布在母材基体中，接头区
基体组织由单一的奥氏体组织逐渐转变成为由碳化物、奥氏体以及类
奥氏体共同构成，且在该保温时间下，中间层元素与母材基体间发生
互扩散行为，在不锈钢侧有新的细小的奥氏体组织重新生成，均匀分
布在奥氏体侧的扩散层中。当保温时间延长至60 min时(图3d)，碳化
物及新相组织成分明显增加，扩散层区内细小的奥氏体组织长大，且
由于碳化物的析出，促进更多的σ相生成，进而导致类固溶奥氏体含
量增加，碳钢侧基体组织长大。
2．2 界面元素迁移及物相组成
在图4中由图4a可见，在保温30 min时，Fe，Cr两元素在连接
界面处，出现明显的梯度变化，两侧基材中的Fe元素均向中间层区域
扩散，且不锈钢侧中的Cr元素也通过界面向中间层区扩散，Ni元素在
中间层区域波动峰值较高，且向两侧基材扩散梯度有所不同;Ni向不锈
钢侧元素梯度变化较碳钢侧梯度变化明显偏缓，结合XRD物相分析(图
5)及焊缝区EDS能谱分析(表3)可知:在该试验条件下，接头中存在大
量的［Fe，Ni］，Ni2Si物相及少量的 Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶
体组织，推测在焊接过程中，由于不锈钢侧低熔点元素(Si)含量较多，
在较短的保温时间里，不锈钢侧界面优先形成部分液相，加之Ni与Fe，
Si，Cr均存在较强的亲和力，因此在焊接时，Ni优先朝着不锈钢侧扩
散，与奥氏体中的Si，Fe，Cr元素发生冶金反应而形成大量的［Fe，
Ni］，Ni2Si相和 Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶体，进而在不锈钢侧
形成较宽的扩散层区域;而在碳钢侧，由于低熔点元素Si的含量较少且
碳钢熔点较高，因此碳钢侧液相区的形成相对较晚，Ni元素未充分扩
散进入到碳钢侧中，且在图4a中，不锈钢侧的扩散层区域宽度较碳钢
侧明显。
式中：wi为i组分的质量分数，%；wic为i组分在校准曲线上的
读数，为样品玻璃片的质量，m0为校准曲线玻璃片的平均质量。
图4 1～3号焊接试样的EDS线扫描结果
图5 1～4号焊接试样的XRD分析
表3 1～3号焊接试样的EDS点扫描结果(质量分数，%)
试样C Si Cr 2．76 3．06 5．30 2 2．78 0．36 6．19 3 3．21
0．18 8．79 Mn Fe Ni 其他0．69 69．09 17．77 1余量0．58
74．94 4．63 余量0．69 70．05 6．03余量
由图4b可以发现，当保温时间增加至40 min时，界面靠近碳钢
侧区其连接界面出现了较大程度的弯曲，连接界面向碳钢侧存在明显
的突出，结合图4b可知，Fe，Cr，Ni元素在焊缝区均出现较为平缓
的元素梯度扩散，且在碳钢侧基体中也出现Ni元素波动，表明随着保
温时间增加，两侧基体材料中的Fe元素发生较为均匀的互扩散，且不
锈钢侧的Cr元素也部分扩散进碳钢侧中与基体元素形成
Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶体，中间层 Ni元素也向两侧基体中发生
扩散。结合EDS能谱及上述分析，推测随着保温时间的逐渐增加，碳
钢侧Fe，Si元素与中间层的Ni元素以及不锈钢基材元素扩散过来的
Cr元素，在界面处形成较大的互扩散，但由于元素之间的互扩散通量
的差值较大，因而造成界面生长不平衡。
随着保温时间增加至50 min时(图4c)，接头界面区元素扩散梯度
均趋于平缓，两侧基体元素与中间层元素之间均形成了较好的互扩散，
焊缝区宽度明显降低，焊缝侧扩散层厚度增加，且在不锈钢侧扩散层
区有细小的奥氏体组织生成，中间层Ni元素与不锈钢侧Ni元素含量
波动趋向一致，表明采用非晶态Ni箔做中间层材料焊接不锈钢时，Ni
元素更倾向于向不锈钢一侧扩散。
合作学习是课堂教学中充分发挥学生主体作用的一种有效方法，
分为小组合作和自主合作。数学分组合作应遵循自主性、个性化、交
互性、开放性和激励性等原则。合作学习是培养学生数学交流能力、
解决问题能力的有效途径。
2．3 力学性能分析
图6是20G/316L异种金属在不同保温时间下接头区显微硬度分
布。由图可知，在保温时间为30 min时，中间层元素扩散程度较低，
焊缝区显微硬度出现高峰(172．5 HV)，随着保温时间增加，中间层元
素与两侧基体材料之间形成一定的互扩散，焊缝区显微硬度明显降低，
且随着不锈钢侧碳化物的析出，不锈钢侧硬度值显著提高;由于Cr元素
从奥氏体侧扩散进入到碳钢侧中，在碳钢侧与基材元素形成
Cr0．19Fe0．7Ni0．11 固溶体，加之Cr的固溶强化作用，碳钢侧显
微硬度也显著增加;当保温时间延长至50 min时，元素之间的互扩散
行为程度加深，中间层显微硬度有小幅提高(165 HV)。
图6 焊接试样的显微硬度
图7 焊接试样的抗剪强度
图7 是在不同保温时间条件下，20G/316L异种金属焊接接头剪切
试验结果图。从图中可知，随着保温时间的逐渐增加，接头抗剪强度
逐渐增大，在保温时间为50 min时，接头抗剪强度达到峰值(351
MPa)，当保温时间持续增加，接头抗剪强度下降。结合图3a，4a分
析可知，在较短的保温时间里，焊缝区各元素之间未形成良好的元素
扩散，接头强度较低，随着保温时间的增加，元素扩散程度增大，接
头界面结合强度显著提高。当保温时间过长时，晶粒长大倾向增加，
组织粗大，接头抗剪强度有所下降。
继续加大人才培养与引进力度，一方面支持在岗职工通过外出进
修学习、出国深造、提升学历等途径，不断提升现有医务人员的工作
能力和学历层次。另一方面，则通过广纳各方贤才，吸引更多优秀的
高层次人才来院工作，进一步优化学科结构，形成合理的内部竞争机
制，实现医院的可持续发展。
3 结论
(1)采用非晶态Ni箔，在1 120℃，保温30～60 min的条件下，
成功实现了20G/316L异种金属的连接。且在不锈钢侧基材中有碳化
物析出和类奥氏体形成，随着保温时间的增加，有细小的奥氏体组织
重新生成。
(2)采用非晶态Ni箔做中间层焊接20G/316L异种金属时，中间层
Ni元素优先向不锈钢侧扩散，与基材元素间发生大量冶金反应形成
［Fe，Ni］，Ni2Si相和Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶体;随着保温时
间的增加，中间层元素向碳钢侧扩散，与基材元素间发生反应;但由于
元素间互扩散通量存在较大差异，造成界面不平衡生长;当保温时间增
加至50 min时，焊缝区元素扩散充分，接头性能显著提升。
(3)接头显微硬度表明，随着保温时间的增加，焊缝区显微硬度呈
先下降而后上升的趋势，在保温时间为40 min时，显微硬度最低(160
HV)。剪切试验表明，随着保温时间的增加，接头抗剪强度呈先上升
后下降的趋势，在保温时间为50 min时，达到最大值(351 MPa)。
从自由漫跑释放感性生命力、抵抗工具理性束缚到克服身体重力、
发挥本质力量、体验畅爽之感，人们自我意识得到显现。而从客我身
份的重塑到主我存在的救赎，客我认同和主我认同达到结合，跑步运
动便重塑了完整的个体认同。
参考文献
［1］ 黄本生，黄龙鹏，李慧．异种金属焊接研究现状及发展趋
势［J］．材料导报，2011，25(23):118－121．
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Engineering A，2016，667:156－170．
［3］ Torkamany M J，Sabbaghzadeh J，Hamedi M J．Effect
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performance of dissimilar laser spot welds between low carbon
and austenitic stainless steels［J］．Materials ＆ Design，2012，
34:666－672．
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Technology of Welding＆ Joining，2016，21(5):381－388．
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2024年9月10日发(作者：花静姝)
保温时间对20G316L异种金属TLP焊接接头组织及性能的影
响
0 前言
随着新材料、新工艺、新设备的快速发展，单一的金属或非金属
材料已不能完全满足复杂多变的环境和工程要求。异种金属材料的兴
起弥补了单一材料的缺欠，现已广泛应用于航空航天、机械制造、管
道运输等行业［1－3］。20G/316L异种金属材料作为一种典型的组
合材料，在石油天然气运输中起到了举足轻重的作用［4］。但由于两
种材料在物理化学性能上存在较大差异，采用常规电弧焊得到的焊接
接头存在多种焊接问题。瞬间液相扩散 (Transient liquid-phase
bonding，TLP)作为一种固－液扩散型连接技术，具有焊接温度低、
接头连接强度好等优点，在异种合金、高温金属等常规焊接方法难以
焊接的材料中得到了广泛的应用［5－8］。
进入21世纪，综合材料艺术因其拓展性，在美术学院教学体系中
有了重要地位。在此之前，美术学院艺术专业的重点是“国、油、版、
雕”四个传统门类，随着新材料、新技术在中国当代艺术中发挥作用，
综合材料艺术语言在中国语境中有了更多的用武之地。从上世纪90年
代中后期到现在，中国艺术家使用综合材料和多媒介(或非传统媒介)创
作的艺术作品，开始在西方崭露头角，徐冰、陈箴、黄永砯、隋建国、
宋冬、毛同强等都可视为是这方面的重要代表。
针对碳钢与不锈钢异种金属的焊接，Anwar Ul-Hamid，马启慧
等人［9－10］通过研究发现:在异种金属焊接过程中，由于接头过渡
层存在，易导致焊缝金属中脆性相的生成;另一方面，由于合金元素碳
在接头中的析出，接头力学性能及耐腐蚀性能有所降低。范兆廷等人
［11］采用HS316L焊丝对20G/316L进行了TIG焊的研究，详细阐
述了接头过渡层中元素扩散迁移情况以及对C元素扩散的影响。
目前有关异种金属瞬间液相扩散焊的相关研究文献还相对较少，
而且就已有的文献大多集中在对中间层材料的选择、焊接工艺优化等
方向的讨论。因此文中以非晶态Ni箔为中间层，通过对20G/316L异
种材料进行TLP连接;以保温时间为变量，重点研究界面元素扩散以及
接头组织性能的变化，为异种金属瞬间液相扩散焊的研究提供一定的
理论基础。
1 试验材料与方法
中间层材料为非晶态Ni箔，厚度为0．04 mm，纯度
≥97．95%(质量分数)。20G与316L试样尺寸均为20 mm×20
mm×20 mm，其成分见表1。采取对接的连接方式;在焊前采用800
号、1 000号、1 200号SiC金相砂纸依次对母材待焊面、非晶态Ni
基合金中间层进行打磨并抛光，抛光完成后对试样进行清水清洗、超
声波清洗和酒精清洗，结束后立即对试样进行真空封存，留用待焊。
在焊接过程中，采用带有温控压力系统的高频感应加热机在空气
环境中对20G/316L试样进行TLP梯度焊的焊接工艺连接。考虑到非
晶Ni箔的熔点高达1 450℃，若将焊接温度设定在Ni箔熔点附近时，
母材会先于中间层发生熔化，且焊后接头组织易长大粗化，因此结合
母材特征及瞬间液相扩散焊连接机理，将非晶Ni箔加热到部分液化状
态，利用液相区原子之间的相互扩散，达到连接的效果［12］。为保
证中间层材料与母材之间能形成较好的接触，在焊接过程中对试样施
加一定压力［13］;在焊前准备工作完成后，按表2的焊接工艺参数施
焊，而试样按图1所示接头连接顺序进行摆放。
表1 母材的化学成分(质量分数，%)
母材余量316L 0．017 3 0．493 1．377 0．002 0．031 10．17
16．54 2．11 0．012 —C Si Mn S P Ni Cr Mo N Cu Fe 20G 0．17
0．250 0．480 0．013 0．013 0．03 0．04 — — 0．17余量
表2 焊接工艺参数表
预热阶段1预热阶段2试样 中间层 预热温度T1/℃保温时间t1/s
预测温度T2/℃保温时间t2/s焊接焊接温度T/℃保温时间t/min焊接
压力F/MPa 1 非晶态Ni箔900 60 1 080 30 1 120 30 3 2 非晶态Ni
箔 900 60 1 080 30 1 120 40 3 3 非晶态Ni箔 900 60 1 080 30 1
120 50 3 4 非晶态Ni箔900 60 1 080 30 1 120 60 3
图1 20G与316L TLP接头示意图
试验完成后，利用线切割机将试样加工成所需大小，打磨后采用
4%(质量分数)硝酸酒精溶液和王水腐蚀剂分别对20G，316L两侧进行
金相腐蚀处理;利用金相显微镜(OM)对接头进行显微组织观察，SEM，
EDS观察界面成形过程及界面元素扩散迁移情况;使用X射线衍射仪
(XRD)分析接头物相;最后，通过万能拉伸试验机、剪切试验夹具(如图
2所示)和显微硬度测试仪测量接头抗剪强度及显微硬度等力学性能。
图2 剪切试验夹具示意图
2 试验结果与分析
2．1 接头微观组织结构分析
图3 TLP接头的界面成形情况
图3 为不同保温时间时，20G/316L异种金属TLP焊接接头界面
微观组织结构图，从图3a中可以看出，焊缝区存在一定宽度，且随着
中间层元素扩散，在不锈钢侧出现一层较薄的扩散层区域，接头区组
织结构发生改变;在不锈钢侧奥氏体晶界附近，出现明显的析出相组织，
根据Darken扩散理论，扩散的真正驱动力是化学势差异而不是浓度差
异［14］。因此当焊接参数为1 120℃，30 min时，316L侧不锈钢
基体中的C获得足够的迁移能量而变得活跃，少量C原子由晶体内部
向晶界处迁移形成碳化物［15］，随着保温时间增加至40 min时(图
3b)，碳化物析出位置不仅仅出现在奥氏体晶界处，在奥氏体晶体内，
部分碳化物也开始逐步析出，这时C原子在晶界与晶内化学势差异降
低，部分C原子开始在晶体内部与合金元素结合，析出碳化物，且析
出物含量开始增加。
当保温时间增加至50 min时(图3c)，越来越多的碳化物开始析出，
基体组织中C含量降低，奥氏体中σ相开始析出，析出的σ相与奥氏
体结合形成类固溶体奥氏体［16］，均匀分布在母材基体中，接头区
基体组织由单一的奥氏体组织逐渐转变成为由碳化物、奥氏体以及类
奥氏体共同构成，且在该保温时间下，中间层元素与母材基体间发生
互扩散行为，在不锈钢侧有新的细小的奥氏体组织重新生成，均匀分
布在奥氏体侧的扩散层中。当保温时间延长至60 min时(图3d)，碳化
物及新相组织成分明显增加，扩散层区内细小的奥氏体组织长大，且
由于碳化物的析出，促进更多的σ相生成，进而导致类固溶奥氏体含
量增加，碳钢侧基体组织长大。
2．2 界面元素迁移及物相组成
在图4中由图4a可见，在保温30 min时，Fe，Cr两元素在连接
界面处，出现明显的梯度变化，两侧基材中的Fe元素均向中间层区域
扩散，且不锈钢侧中的Cr元素也通过界面向中间层区扩散，Ni元素在
中间层区域波动峰值较高，且向两侧基材扩散梯度有所不同;Ni向不锈
钢侧元素梯度变化较碳钢侧梯度变化明显偏缓，结合XRD物相分析(图
5)及焊缝区EDS能谱分析(表3)可知:在该试验条件下，接头中存在大
量的［Fe，Ni］，Ni2Si物相及少量的 Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶
体组织，推测在焊接过程中，由于不锈钢侧低熔点元素(Si)含量较多，
在较短的保温时间里，不锈钢侧界面优先形成部分液相，加之Ni与Fe，
Si，Cr均存在较强的亲和力，因此在焊接时，Ni优先朝着不锈钢侧扩
散，与奥氏体中的Si，Fe，Cr元素发生冶金反应而形成大量的［Fe，
Ni］，Ni2Si相和 Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶体，进而在不锈钢侧
形成较宽的扩散层区域;而在碳钢侧，由于低熔点元素Si的含量较少且
碳钢熔点较高，因此碳钢侧液相区的形成相对较晚，Ni元素未充分扩
散进入到碳钢侧中，且在图4a中，不锈钢侧的扩散层区域宽度较碳钢
侧明显。
式中：wi为i组分的质量分数，%；wic为i组分在校准曲线上的
读数，为样品玻璃片的质量，m0为校准曲线玻璃片的平均质量。
图4 1～3号焊接试样的EDS线扫描结果
图5 1～4号焊接试样的XRD分析
表3 1～3号焊接试样的EDS点扫描结果(质量分数，%)
试样C Si Cr 2．76 3．06 5．30 2 2．78 0．36 6．19 3 3．21
0．18 8．79 Mn Fe Ni 其他0．69 69．09 17．77 1余量0．58
74．94 4．63 余量0．69 70．05 6．03余量
由图4b可以发现，当保温时间增加至40 min时，界面靠近碳钢
侧区其连接界面出现了较大程度的弯曲，连接界面向碳钢侧存在明显
的突出，结合图4b可知，Fe，Cr，Ni元素在焊缝区均出现较为平缓
的元素梯度扩散，且在碳钢侧基体中也出现Ni元素波动，表明随着保
温时间增加，两侧基体材料中的Fe元素发生较为均匀的互扩散，且不
锈钢侧的Cr元素也部分扩散进碳钢侧中与基体元素形成
Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶体，中间层 Ni元素也向两侧基体中发生
扩散。结合EDS能谱及上述分析，推测随着保温时间的逐渐增加，碳
钢侧Fe，Si元素与中间层的Ni元素以及不锈钢基材元素扩散过来的
Cr元素，在界面处形成较大的互扩散，但由于元素之间的互扩散通量
的差值较大，因而造成界面生长不平衡。
随着保温时间增加至50 min时(图4c)，接头界面区元素扩散梯度
均趋于平缓，两侧基体元素与中间层元素之间均形成了较好的互扩散，
焊缝区宽度明显降低，焊缝侧扩散层厚度增加，且在不锈钢侧扩散层
区有细小的奥氏体组织生成，中间层Ni元素与不锈钢侧Ni元素含量
波动趋向一致，表明采用非晶态Ni箔做中间层材料焊接不锈钢时，Ni
元素更倾向于向不锈钢一侧扩散。
合作学习是课堂教学中充分发挥学生主体作用的一种有效方法，
分为小组合作和自主合作。数学分组合作应遵循自主性、个性化、交
互性、开放性和激励性等原则。合作学习是培养学生数学交流能力、
解决问题能力的有效途径。
2．3 力学性能分析
图6是20G/316L异种金属在不同保温时间下接头区显微硬度分
布。由图可知，在保温时间为30 min时，中间层元素扩散程度较低，
焊缝区显微硬度出现高峰(172．5 HV)，随着保温时间增加，中间层元
素与两侧基体材料之间形成一定的互扩散，焊缝区显微硬度明显降低，
且随着不锈钢侧碳化物的析出，不锈钢侧硬度值显著提高;由于Cr元素
从奥氏体侧扩散进入到碳钢侧中，在碳钢侧与基材元素形成
Cr0．19Fe0．7Ni0．11 固溶体，加之Cr的固溶强化作用，碳钢侧显
微硬度也显著增加;当保温时间延长至50 min时，元素之间的互扩散
行为程度加深，中间层显微硬度有小幅提高(165 HV)。
图6 焊接试样的显微硬度
图7 焊接试样的抗剪强度
图7 是在不同保温时间条件下，20G/316L异种金属焊接接头剪切
试验结果图。从图中可知，随着保温时间的逐渐增加，接头抗剪强度
逐渐增大，在保温时间为50 min时，接头抗剪强度达到峰值(351
MPa)，当保温时间持续增加，接头抗剪强度下降。结合图3a，4a分
析可知，在较短的保温时间里，焊缝区各元素之间未形成良好的元素
扩散，接头强度较低，随着保温时间的增加，元素扩散程度增大，接
头界面结合强度显著提高。当保温时间过长时，晶粒长大倾向增加，
组织粗大，接头抗剪强度有所下降。
继续加大人才培养与引进力度，一方面支持在岗职工通过外出进
修学习、出国深造、提升学历等途径，不断提升现有医务人员的工作
能力和学历层次。另一方面，则通过广纳各方贤才，吸引更多优秀的
高层次人才来院工作，进一步优化学科结构，形成合理的内部竞争机
制，实现医院的可持续发展。
3 结论
(1)采用非晶态Ni箔，在1 120℃，保温30～60 min的条件下，
成功实现了20G/316L异种金属的连接。且在不锈钢侧基材中有碳化
物析出和类奥氏体形成，随着保温时间的增加，有细小的奥氏体组织
重新生成。
(2)采用非晶态Ni箔做中间层焊接20G/316L异种金属时，中间层
Ni元素优先向不锈钢侧扩散，与基材元素间发生大量冶金反应形成
［Fe，Ni］，Ni2Si相和Cr0．19Fe0．7Ni0．11固溶体;随着保温时
间的增加，中间层元素向碳钢侧扩散，与基材元素间发生反应;但由于
元素间互扩散通量存在较大差异，造成界面不平衡生长;当保温时间增
加至50 min时，焊缝区元素扩散充分，接头性能显著提升。
(3)接头显微硬度表明，随着保温时间的增加，焊缝区显微硬度呈
先下降而后上升的趋势，在保温时间为40 min时，显微硬度最低(160
HV)。剪切试验表明，随着保温时间的增加，接头抗剪强度呈先上升
后下降的趋势，在保温时间为50 min时，达到最大值(351 MPa)。
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动便重塑了完整的个体认同。
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