最重要的焊接材料

最重要的焊接材料第一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三第二章钎料与母材间的相互作用液态钎料在毛细填缝的同时就与母材发生相互作用。推动力--浓度梯度(严格地说应是化学位梯度)分类：一是母材向液态钎料中的溶解二是钎料组分向固态母材中的扩散第二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三第二章钎料与母材间的相互作用

母材向液态钎料中的溶解钎料与母材之间的扩散钎焊接头的金属学形态第三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三第二章钎料与母材间的相互作用

其他主要参考文献合金扩散和热力学马兹·希拉特，冶金工业出版社金属及合金中的扩散黄继华冶金工业出版社第四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材向液态钎料中的溶解钎缝成份与原钎料成份存在差异，其原因：母材金属溶入液态钎料钎料组分的挥发适当控制溶解程度：钎料成份合金化有利于提高接头强度母材溶解过度：熔点升高、粘度增加和流动性变差，往往导致不能填满钎缝间隙。母材的表面出现熔蚀缺陷（即在放置钎料处或钎缝圆角处使母材产生凹坑，严重时甚至出现溶穿现象）第五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材向液态钎料中的溶解物质间互溶的热力学条件母材的溶解过程溶解过程的数学描述溶解现象与状态图的关系母材溶解过程对钎缝化学成分的影响第六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件两种纯物质间能否互溶，取决于混合前后的自由焓变化。由热力学可知，在等温和等压条件下，两物质混合自由焓为：

(2-1)

根据正规溶液理论，由液态溶液或固态溶液中质点的排布方式符合晶体点阵模型，和各组分质点在溶液中的分布服从几率关系的假设，利用波尔兹曼关系，可以推出混合前后熵变ΔSM为：

(2-2)第七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件将式(1-120)和(2-2)代入(2-1)得

(2-3)第八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件XA和XB为合金溶液中所含A和B的摩尔分数Z配位数Nav阿弗加德罗常数其中W由下式确定：第九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件下面对W进行讨论：当W＜0，即EAB＜(EAA＋EBB)/2，ΔSM＞0，ΔHM＜0(放热)，ΔG＜0，而不受浓度限制。即当异种分子间的吸引能大于同种分子间的吸引能，或当溶解过程为放热过程时，必然形成完全互溶的溶液，而且有较大的溶解倾向。在极端情况下，如异种分子间的吸引能很大，就有可能形成化合物。

第十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件举例：在Ni基耐热合金薄板钎焊时，如果采用加入硼的镍基钎料，只要温度和时间条件合适，就很容易发生溶蚀现象。这是由于B-Ni间的吸引能较大，W＜0(EAB＜(EAA＋EBB)/2)，ΔH＜0，所以很容易发生溶解。第十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件2.当W＝0(即EAB＝(EAA＋EBB)/2)时,ΔH＝0(无热效应)。与前一种情况相比，由于ΔH＝0，ΔG降低的绝对值比前一种情况下要小，所以溶解趋势也较小。

第十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件当W＞0(即EAB＞(EAA＋EBB)/2)时，ΔH＞0(吸热)，但因为ΔS＞0，－TΔS＜0，因此应看ΔH和TΔS值的相对大小。当│ΔH│＜│TΔS│时，无限互溶，当│ΔH│＞│TΔS│时发生部分互溶。当部分互溶时，在一定浓度范围内(XA→1或XB→1)，ΔG＜0，可以互溶而不形成相界面，而在中间浓度范围内，ΔG＞0，不互溶，在二饱和溶液间形成相界面(见右图(c))。所以当二组分部分互溶且相对含量超过溶解度时，由于W＞0，形成相界面。此时σA-B＞0，二组分间的溶解趋势更小。例如Ag－Fe间的作用就属于这种情况。

第十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件表2-1一些液态金属在固态金属表面的润湿程度与相互作用关系固态金属液态金属温度℃相互作用环境气氛润湿程度α－FeHg20不溶空气不润湿α－FeHg20不溶真空润湿CuAg850固溶体氢气润湿CuPb350不溶氢气不润湿CuPb400不溶氢气稍有润湿CuPb700不溶氢气润湿CuPb950不溶氢气显著润湿NiBi310-472化合物氢气显著润湿NiBi472-638化合物氢气润湿WCu＞1100不溶真空不润湿AgCd400化合物氢气润湿AgPb400固溶体氢气润湿AuAg1000固溶体氢气润湿TaNa98氢气润湿TaBi400氢气不润湿TaPb400氢气不润湿钢Na98氢气润湿第十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三物质间互溶的热力学条件表2-1列出了部分液态金属对固态金属的润湿程度与其间相互作用类型或程度之间的关系。由表中数据可见，上述分析与实验事实是一致的。其中Cu-Pb系随温度升高由完全不溶向部分互溶过渡(-TΔS值增大)，固而润湿程度提高。第十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材的溶解过程

固态母材在液态钎料中的溶解过程是一个多相反应过程，它经历两个阶段。第一阶段是母材与钎料接触的表面层的溶解第二阶段是被溶解的母材原子从边界扩散层向液态钎料中迁移第十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材的溶解过程

第一阶段是母材与钎料接触的表面层的溶解，这个反应发生在固-液两相界面上，其实质是液体金属对固体金属的润湿和原子在相界面处的交换，破坏固体金属晶格内的原子结合，使得液体金属原子与固体金属表面处的原子之间形成新的键，从而完成溶解过程的第一阶段。第十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材的溶解过程只有经历了溶解的第一阶段后，才能形成异质原子的扩散。这种扩散导致与母材金属相接触的液态钎料内的化学成份发生变化。应当指出，扩散过程要经过一段时间间隔后方才开始，这个时间间隔等于相与相之间能峰的松弛时间(即所谓的滞后周期)，滞后周期短的金属经过长时间的接触后，在无化学成份改变的条件下，不同金属间原则上是可以结合在一起的。但计算表明，熔融金属与固相相互作用时，扩散过程所需要的时间与金属接触的时间相比是很短的，所以在实际钎焊条件下，扩散过程总是能够进行的。第十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材的溶解过程溶解的第二阶段是界面处被溶解的金属原子透过相界面进入液相远处的过程，即被溶解的母材原子从边界扩散层向液态钎料中迁移。母材原子的这种迁移是依靠扩散或对流来实现的。第十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材的溶解过程根据对流扩散理论，对流迁移促使液体成份很快均匀化。除了紧靠界面的很薄一层外，在整个体积内部都发生均匀化。由于在边界扩散层内溶解原子的浓度梯度很大，大群原子的扩散迁移是主要的，而在扩散边界层外部流动着的液体则使溶解的物质在整个体积内均匀分布。至于这种均匀分布的程度则与钎焊时的具体情况和工艺因素有关。第二十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述溶解速度母材在实际钎焊过程中的溶解行为是相当复杂的。为使对该问题的描述简洁明了，故做如下几点假设:固液相界面处紧临母材界面的一层液体钎料处于静止状态(即扩散边界层静止)，其厚度为δ(见右图);在边界层内的扩散为稳态扩散，即浓度只随距离变化而与时间无关;扩散边界层以外的液态钎料中扩散充分，为自由液体，即各处浓度一致。第二十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述假定液态钎料的密度为ρ，体积为V，固液相作用面积为S，并假定母材组分在液态钎料中的初始浓度为C0，极限溶解度为CL0，在经过一段时间t的溶解后，母材组分在钎料中的浓度为C，则此时的溶解量为:

Q＝ρV(C－C0)(2-4)

在恒温条件下，对于溶解速度可作如下计算:(2-5)上式的物理意义为溶解速度正比于固液相界面面积S，正比于饱和浓度与液体实际浓度之差(CL0－C)。当温度变化时，CL0和K都将发生相应的变化，故上式也可写成:(2-6)第二十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述如果在溶解过程中，液相体积V和固液相面积S可认为不变，则有:(2-7)

当t＝0时，C＝C0，将上式积分，得:(2-8)

由公式(2-8)可得:(2-9)第二十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述当初始浓度C0＝0时:(2-10)其中:K－溶解速度常数。溶解速度常数K可表述为:(2-11)其中:Ks－界面反应速度常数;D－扩散系数；

δ－扩散层厚度。界面反应速度常数Ks可表示为：

(2-12)其中:k为固体金属原子进入液体的概率，即振动因子;Cs为单位固体表面内固体原子数。第二十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述由于表面反应过程与扩散过程为串联过程，由动力学可知，对于串联过程来说，当各个阶段的速度相差悬殊时，整个过程进行的速度即取决于最慢阶段的速度，那么，这个阶段就被称为控制步骤。溶解过程可分为以下两种情况一是扩散过程为控制步骤二是表面反应过程为控制步骤。第二十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述当扩散过程为控制步骤时，即D／δ<<Ks时，(2-11)式简化为

(2-13)

即整个溶解过程的速度常数等于扩散速度常数，此时溶解过程的规律表现为扩散规律。当表面反应为控制步骤时，即D／δ>>Ks时，(2-11)式简化为

(2-14)

即整个溶解过程的速度常数等于表面反应速度常数，此时整个过程表现为表面反应(狭义的溶解)的规律。第二十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述

溶解速度常数K表示在相同浓度差值和相同固液相界面面积的条件下，母材溶解速度的快慢。对于每种固体母材与液态钎料的组合来说，K值都是不同的。例如:在Cu向熔融Sn中溶解的过程中，在η相(Cu6Sn5)生成的范围内，扩散为控制步骤，而在ε相(Cu3Sn)生成的范围内，界面反应为控制步骤。在这些温度范围内的K值大约为5~60x10-3mm/sec。而当Fe向熔融Cu中溶解时，在1200~1380℃范围内，K值为1~3x10-1mm/sec。第二十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述

K值可以通过实验方法来测定。经实验测得不同瞬时在熔融金属中溶解金属的浓度，就可求出溶解速度常数K。在下图给出了Cu和Ag在液态Sn68-Pb32钎料中溶解的测定结果。

第二十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述Cu在Sn中溶解时，在某一温度区间内的溶解速度变慢，而在这一温度区间内，在界面上开始形成金属间化合物。化合物层的出现阻碍了母材原子向液态钎料中的扩散，使得溶解速度降低(见右图)。研究Fe在液态Al中的溶解时发现，溶解速度常数K与时间有关。这种现象也只能解释为溶解过程中在其固液相界面处形成了金属间化合物，从而阻碍了铁的溶解。第二十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述溶解速度常数K作为描述溶解动力学特性的基本参数，其数值是由固体金属在液体中溶解时的基本物理过程所决定的。表2-2列出了不同金属组配时的溶解速度常数值。由表中数据可见，不同固液系统中金属的溶解速度常数都具有几乎相同的数量级。表2-3则给出了不同温度下，一些金属在Sn-Pb钎料中的溶解速度。第三十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述表2-2无搅拌条件下固态金属及合金在液体中的溶解速度常数

金属或合金(固－液)温度（℃）溶解速度常数K（x10-3cm/sec)金属或合金(固－液)温度（℃）溶解速度常数K（x10-3cm/sec)Cu-Bi3604100.60.22Cu-Pb4104600.0550.081Cu-Sn3000.095Al-Bi5000.5Huxpon-(Ni-Si-B-Mo)1130118012800.140.210.25Huxpon-(Ni-Si)1180120012500.210.230.25Al-(Al-Si)6000.17第三十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述表2-3不同温度下金属在Sn-Pb钎料中的溶解速度

金属温度/℃溶解速度/μm•s-1金属温度/℃溶解速度/μm•s-1Au1992162322520.891.742.994.25Ag1992322743160.531.112.464.84Pt3714274820.0210.130.43Ni3714264820.0430.110.29Pd2322743163714274820.0360.0910.160.361.032.02Cu2322743163714274820.100.180.541.563.636.30第三十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述一般来说，在静态条件下，固体金属向液体金属中溶解的过程取决于溶解的第二阶段，即扩散阶段。但是，当固液两相金属在溶解过程中生成金属间化合物时，溶解过程的动力学问题则由相界面间的反应速度起决定性作用。总之，溶解过程包括溶质原子从固相表面向液相迁移的界面反应过程和溶质在界面处生成饱和层向液体内部移动的扩散过程。第三十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述溶解速度规律在钎焊中的应用

在Sn-Pb钎料中有时加入少量的Ag和Cu，其目的是为了抑制母材中的Ag和Cu向钎料中过分溶解。由(2-7)式可得:dC／dt＝K(T)·S[CL0(T)-C](2-15)

如果在原始钎料中加入Ag或Cu的浓度为C0(即t＝0时C＝C0)，则在任意时刻t时的浓度为C'＝C＋C0，将其代入(2-15)式得

dC'／dt＝K(T)·S[CL0(T)-(C＋C0)](2-16)C‘为原始浓度为C0条件下，t时刻钎料中溶质的浓度。显然，由于[CL0(T)-(C＋C0)]＜[CL0(T)-C]，所以原始钎料中加入Ag和Cu后将使溶解速度减慢。第三十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述右图给出了各种金属在Sn-Pb共晶钎料中的溶解速度与温度的关系。由图可见，溶解速度常数的对数与温度的倒数基本上成线性关系，这可以说是服从阿累尼乌斯公式的实例。即:lgK＝A'＋B'／T(2-17)第三十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述由阿累尼乌斯公式知

K＝A*exp(－E／RT)(2-18)

式中K为溶解速度常数，E为溶解活化能，A为指前因子。A和E仅与物性有关，而与温度无关。对比(2-17)和(2-18)两式可知

A'＝lgA，B'＝-E／2.303R(2-19)由阿累尼乌斯公式知，温度升高，K增大，溶解速度增大。第三十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解过程的数学描述另外，对于难以钎焊的材料，常采用表面镀层的方法来改善其钎焊性能，在这种情况下镀层的厚度也要根据溶解速度来决定。一般来说，对凝固后钎缝组织的金相观察表明，其饱和溶解层的厚度在2~4μm左右，因此镀层厚度一般不应少于2~4μm。

第三十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系在母材－钎料所构成的体系中，最大溶解量是与其所构成的状态图密切相关的。如果二者所构成的状态图在固液状态下均无互溶的话，就不会发生溶解(例如Fe-Ag系)，反之则有溶解现象发生。第三十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系母材与钎料固态下无互溶，液态下完全互溶若母材A与钎料B构成如右图所示的简单共晶状态图，即二者在固态下无互溶，在液态下完全互溶，则在钎焊温度为T℃时，A在B中的最大溶解量取决于A在B中的极限溶解度(线段l)。极限溶解度越大，共晶点E越靠近母材A，则DE线段就越倾斜，l就越长，A的溶解量也就越大。如果所用的钎料为AB的共晶合金E，则A在B中的溶解量就取决于线段(l-l1)的长度。此时可以认为是钎料中已经预先溶解了“l1”这么多的A。所以此时的最大溶解量为(l-l1)。若共晶点E越靠近母材A，则(l-l1)线段就越短，A的溶解量就越少。第三十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系母材与钎料固态下无互溶，液态下完全互溶

由公式2-4计算也可说明这一点。假设密度为ρ的单位体积的钎料B，在T下与母材A接触，接触面积为单位面积S，初始浓度为0，当达到最大溶解量时可认为t→∞。设V＝1，S＝1，CL0＝l(设AB＝100%)，则由式2-4有:Q＝ρV(C-C0)＝ρ·l

而当钎料为AB的共晶E时，即初始浓度为l1，所以

Q＝ρ·(l－l1)

因此，为减少母材的溶解，可以在钎料中加入母材金属的组分。例如在Sn-Pb钎料中加入少量的Cu或Ag，就可以减弱母材中Cu、Ag向钎料中的溶解。

第四十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系母材和钎料在固态局部互溶，液态下完全互溶如果金属A和金属B在液态下完全互溶，并且在固态下局部互溶，其状态图如右图，则最大溶解量就受到A在B中极限溶解度和B在A中的极限固溶度的限制。在T℃下，当用A作为母材，B作为钎料时，在母材A溶解之前，先需要钎料B向母材A中扩散，使界面处的母材成份达到a点时，才发生溶解。并且母材A进入钎料B使钎料的成份达到b点时便停止溶解。因此，如果钎料B在母材A中的极限固溶度越大(即a点远离AD线段时)，则母材开始发生溶解所需要的时间就越长，所以在给定时间内的溶解量就越少。而母材A在钎料B中的极限溶解度越大(即b点靠近AD线段)，则钎料成份达到饱和所需要的时间就越长，需要消耗母材的量就越多，溶解量就越大。第四十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系母材和钎料在固态局部互溶，液态下完全互溶下图给出了Ni-4B、Ni-4Be和Ni-11Si三种钎料在1200℃下钎焊Ni时的溶解情况。在此温度下，Ni在B、Be、Si中的极限溶解度分别为96.5%、95.5%和90.5%，而Si、Be、B在Ni中的极限固溶度分别为<0.5%、2.5%和7.5%。实验结果表明，Ni在Ni-4B中的溶解量最多，在Ni-11Si中的溶解量最少。图2-8钎缝圆角处镍的溶解深度图2-9Ni-B，Ni-Be，Ni-Si状态图

1.Ni-4B，2.Ni-4Be，3.Ni-11Si的富镍部分示意图第四十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系母材和钎料在固态局部互溶，液态下完全互溶一般来说，如果A在B中的极限溶解度CAB和B在A中的极限固溶度CBA之差越大，其溶解量就越大，反之则小。对于AB二元系，当所用钎料为AB的共晶成份E时，相当于预先在B中溶入了一定量的母材A的成份，或者说是溶解已进行到了液相浓度达到E的水平，所以其溶解量应减少。其减少的量即为共晶钎料中本身所含母材A组元的量。第四十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系关于接触溶解问题接触溶解，习惯上又称之为接触反应。

第四十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系关于接触溶解问题利用接触反应原理所进行的钎焊连接被称之为接触反应钎焊。接触反应钎焊过程大体上可以分为三个阶段。1)准备阶段.如在接触的固态金属的界面上形成固溶体层或金属间化合物层。如果接触的固体金属在固态下无相互作用，则此阶段将不发生。2)形成液相。3)固态金属向已形成的液相中溶解。固态金属接触表面形成液相的速度是极快的。例如铋和锡在比它们的共晶熔化温度高2-3℃的条件下接触反应熔化时，只要0.5秒就足以形成液体。所形成的液相活性很大，在接触表面上迅速铺展，之后，随着溶解过程的不断进行，固相与液相间逐渐达到平衡。

第四十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系关于接触溶解问题共晶液相层的形成速度与母材和钎料间的相互溶解度有关。右图给出了铜和钛在900℃、钛和铁在1100℃及镍和铌在1200℃温度下进行接触反应钎焊时，液相层厚度范围同加热时间的关系。其中铌在镍中的溶解度较大，液相层的厚度最薄;铁和钛的溶解度中等所以其形成的液相层厚度大于铌和镍钎焊时的厚度。铜和钛的相互溶解度最小，其形成液相层的速度最高。液相层形成的速度之所以与相互溶解度有关，是因为母材和钎料组元扩散时先形成固溶体，达到饱和溶解度后才开始形成共晶液相层。因此当钎料组元共晶液相层和母材在固态下无相互作用时，形成共晶体速度最快。图2-11接触反应钎焊时液相厚度与加热时间的关系1.铜和钛（900℃），2.铁和钛（1100℃），3.镍和铌（1200℃）

第四十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系关于接触溶解问题原则上凡是能形成共晶的金属均可用于接触反应钎焊。接触反应钎焊时，为使母材与钎料形成紧密的接触以利于接触反应熔化的进行，对被连接金属施加一定的压力是十分重要的。压得紧，母材之间的接触点就多，液相形成的速度就快，接触面上形成的液相就越完全。施加压力还可以使形成的液相从间隙中挤出，以免母材过分溶解。同时还可以将破碎的氧化物挤出间隙，提高接头质量。如果形成的低熔共晶比较脆的话，挤出液相有利于提高接头强度。第四十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三溶解现象与状态图的关系表2-4适用于接触反应熔化的金属对

AB共晶成份熔点(℃)AB共晶成份熔点(℃)AB共晶成份熔点(℃)AgAlWAg=29.5%556AuGeWGe=12.0％357NiZrWNi=17.0％961AgBeWBe=0.97％881AuSbWSb=～25％360NiTiWNi=13.0％955AgCuWAg=71.9％779CuTiWTi=28.0％880AuSiWSi=～6％370AgGeWGe=19.0％651NiSiWSi=29.0％964AuNiWNi=～25％950AgSiWSi=4.50％830CuZrWZr=～46％885AuCuWAu=56.5％889AlLaWLa=76.0％518GeNiWNi=33.2％775CoTiWTi=72.0％1025AlCuWCu=33.0％548FeTiWTi=68.0％1085CoZrWZr=12.0％1460AlGeWGe=53.5％424MnTiWMn=43.5％1175CuGeWGe=40.0％640AlMgWMg=67.7％437NbNiWNb=51.6％1175NiPdWPd=60.0％1237AlSiWSi=11.7％577MnNiWNi=39.5％低熔固溶体1018CuMnWMn=35.0％低熔固溶体870AlZnWZn=95.0％382母材溶解过程对钎缝化学成份的影响第四十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材溶解过程对钎缝化学成份的影响

溶解的速度以及被溶解金属在熔融金属中的分布特性都取决于溶解过程中速度最小的阶段。当液态钎料填充毛细间隙之后，母材的溶解是在液体中没有强迫对流的情况下进行的。通常钎缝的间隙都不会超过1mm，而扩散边界层的厚度也在10-1mm数量级，并且母材是在两个相对着的表面向钎缝中的液态钎料内溶解的，也就是说，在静态液相中界面处的两个边界扩散层的厚度可能大于实际钎焊时毛细间隙内液态钎料的厚度，因此，钎缝中母材金属的大群质量迁移基本上不能发生。

第四十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材溶解过程对钎缝化学成份的影响

基体金属溶于钎缝达到饱和所需要的时间一般是很短的。表2-5给出了1100℃下用Cu钎焊Fe时，保温时间及毛细间隙的大小对溶解的影响。表2-5铜钎焊铁时结晶区的铁含量保温时间(分钟)钎缝间隙(mm)含铁量(Wt％)10.063.910.143.0600.122.910.293.110.702.7第五十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材溶解过程对钎缝化学成份的影响

通常钎焊的保温时间都是以“分钟”来度量的，所以对这种饱和溶解度值较小的体系来说，无论钎缝间隙是大还是小，都会来得及完成母材的溶解并达到饱和溶液的程度。此时钎缝的成份仅取决于母材与钎料所构成的状态图中液相线的形状。也就是说，在这种情况下，保温时间和钎缝间隙对钎缝结晶区的成份无影响。对于饱和溶解度值较大的情况，要达到饱和所需要的时间会明显增加。因此，保温时间和钎缝间隙的影响就会非常明显，如不严格控制，就极易发生溶蚀缺陷。第五十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三母材溶解过程对钎缝化学成份的影响

一般来说，毛细钎缝结晶区的化学成份取决于钎焊温度，并可根据母材与钎料组成的状态图所提供的数据来确定。如果钎焊在恒温下进行，且母材溶与液态钎料的速度受控于扩散过程的话，这种规律就具有普遍的意义。

钎料与母材之间的扩散第五十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎料与母材之间的扩散

在钎焊过程中，在钎料润湿母材的同时就伴有扩散现象的发生。并且在此后的过程中扩散过程将继续进行。扩散本身是一种物质传输过程，在金属与合金的晶体中，原子由于热运动而导致其位置的转移。在存在浓度梯度和化学位梯度的情况下，原子的热运动可以造成物质的宏观流动，这种现象称之为扩散。第五十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理

扩散的分类扩散现象可以分成自扩散和互扩散两类。自扩散是指不伴有浓度梯度变化的扩散，这类扩散与浓度梯度无关，只发生在纯金属和均匀固溶体中。举例：例如在纯金属晶粒长大时，大晶粒逐渐吞并小晶粒，从晶界的移动就可以看出金属原子从小晶粒向大晶粒迁移。在此过程中并不伴有浓度的变化，其推动力是界面能的降低，这一过程就是自扩散过程。

第五十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理互扩散是伴有浓度梯度变化的扩散，它与异种原子的浓度差有关。在互扩散过程中，异种原子相互扩散，互相渗透，所以又叫做“异扩散”或“化学扩散”。互扩散又可分为“下坡扩散”和“上坡扩散”。下坡扩散是指沿浓度梯度下降方向进行扩散，其结果使浓度趋于均匀化;上坡扩散则是指沿浓度梯度升高的方向扩散，即由低浓度向高浓度方向扩散，其结果是使浓度发生两极分化。第五十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理互扩散还可以分成“原子扩散”和“反应扩散”两类。原子扩散在扩散过程中，基体晶格始终不变，没有新相生成，这种扩散就称为原子扩散。反应扩散在扩散过程中，当浓度变化到一定程度时造成了基体晶格的转变或形成新相，这样的扩散就称之为反应扩散。第五十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理按照扩散优先发生的部位来划分，又可分为晶内扩散（体扩散）晶界扩散表面扩散晶格内面扩散（网格状扩散）选择性扩散第五十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理晶内扩散(Bulkdiffusion)

钎焊时，熔融钎料成份均匀扩散到母材晶粒中的情况即为晶内扩散，或称之为体扩散。钎料组元扩散到母材内部晶粒中，形成不同成份的合金。而当这种合金的结晶形态发生变化时，由于结晶方向不同，扩散的程度也不同。铜与黄铜之间在较高温度下加热时，所发生的扩散就是这种晶内扩散。而在铜与锡之间也存在晶内扩散，但是当扩散达到了锡在铜中的极限固溶度时，就会发生晶格变化，引起结晶的细化，产生新的相。第五十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理表面扩散(Surfacediffusion)

表面扩散是在金属的结晶生长和粉末烧接时产生的表面现象之一，它是与金属原子在结晶表面移动有关的现象。当蒸汽相原子在固体表面凝结时，与固体表面碰撞的原子就沿着该表面自由扩散，最终获得稳定位置而固定在晶格上。原子的这种移动现象就被称之为表面扩散现象。由于结晶结构与空间边界处的原子总是易于沿着结晶表面流动，一般认为，这时的扩散激活能是比较低的。在使用SnPb钎料钎焊Fe、Cu、Ag、Ni等母材金属时，Sn在母材上有选择地铺展，进而由于Pb引起表面张力下降效应，使铺展情况相应改善，这种现象就是由表面扩散造成的。

第五十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理晶界扩散(Grainboundarydiffusion)

熔融钎料的原子沿母材结晶界面扩散的现象是为晶界扩散。一般来说，晶界扩散的能量是比较小的。在相对较低的温度下，它比体扩散更易于进行，并且其扩散速度也比较快。由于原子排列的不规则性，结晶界面处常有空位等缺陷，其易溶于熔融金属。一般象经过机械加工的金属是易于结合的，而经过退火处理的金属，由于进行了再结晶，其双晶较多，晶粒也很大，所以难于扩散。退过火的不锈钢难于钎焊就是这个原因。第六十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理晶格内面扩散钎料组元沿母材晶体内的特定晶面向特定方向的扩散是为晶格内面扩散，也称之为网格状扩散。这被认为是由于固体金属不规则，熔融金属原子向某个晶面析出或有晶格缺陷等引起的。此外，有人认为这种扩散与结晶轴有关。发生晶格内面扩散时，钎料金属将母材晶粒分割，产生与晶界扩散相类似的现象。

第六十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理选择性扩散当钎料由两种以上金属构成合金时，在钎焊过程中，如果只有某种元素扩散较快而其它金属元素的扩散较慢或是完全不扩散，这种现象是为选择性扩散。例如:使用SnPb钎料钎焊铜或黄铜时，就只有Sn向母材中扩散，而Pb则在结合面处聚集就属于这种情形。第六十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散现象的数学描述Fick定律柯根达尔效应（柯肯道尔）（Kirkendall）反应扩散过程中新相长大的动力学扩散激活能和扩散常数第六十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理Fick第一定律在扩散过程中，各处的浓度C只随距离X变化，而不随时间t变化，即∂C/∂t＝0，此时的扩散称之为稳态扩散。在稳态扩散过程中，通过某一截面的扩散流量J与垂直与此截面方向上的浓度梯度∂C/∂X成正比，其方向与浓度降低的方向一致，写成公式为:(2-24)

此式即为一维条件下Fick第一定律的数学表达式。其中:(2-25)

而D为扩散系数，ν为原子跳动频率，α为原子跳动平均距离。第六十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理Fick第一定律在三维条件下，Fick第一定律可以表述为：

(2-26)

其中为浓度梯度。当扩散存在各向异性时，可表述为：（2-26-1）

（2-26-2）

（2-26-3）其中，Dij(i,j=x,y,z)代表j方向的扩散分量对i方向扩散的贡献。

第六十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理Fick第二定律如果在扩散过程中，各处的浓度度随时间变化，即∂C/∂t≠0，此时通过各处的扩散流量不再相等，且随距离变化，这样的扩散称之为非稳态扩散。在非稳态扩散过程中，Fick定律具有如下形式:(2-27)

此式为Fick第二定律的数学表达式。在三维情况下，由于扩散系数D在x、y、z方向上可能不同，故分别用Dx、Dy、Dz来表示。第六十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理柯根达尔效应Kirkendall和Smigelskas以实验证明，在铜－锌合金中锌的扩散速率比铜大，即DZn>DCu或JZn>JCu，这个现象称柯肯达尔效应。第六十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理如果两种不同金属相接触并发生扩散，接触界面要移向熔点低的金属一侧，并在低熔点金属一边形成分散的或集中的空位，其总数超过平衡空位浓度；而另一边的空位浓度将减少至低于平衡空位浓度，因此也改变了晶体的密度。柯肯达尔试验中还发现试样的横截面同样发生了变化，如Ni-Cu金属经扩散后，在原始界面附近铜的横截面由于丧失原子而缩小，镍的横截面由于得到原子而膨胀。一般来说，面心立方晶格的金属相互扩散时，常表现出具有柯肯达尔效应，如Cr-Sn、Cu-Ni、Cu-Au、Cu-Ag、Fe-Ni、Ni-Co和Ni-Au等。有些体心立方晶格的金属相互扩散时，也具有这种现象，如Ti-Cr。第六十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学在多相扩散中包括以下两个过程，一是原子扩散过程，另一是界面上达到一定的浓度时发生化学反应，从而形成新相的过程。反应扩散的特点是在相界面处产生浓度跃变，且跃变的浓度与状态图中相的极限溶解度相对应。第六十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学在温度和压力一定的情况下，根据相率有:F＝C－P(2-28)

在双相区，P＝2，C＝2，故有F＝0。即在双相区内各相浓度不变。第七十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学现设纯金属A和B组成的扩散试样在各自的边际固溶体中有极限溶解度，分别为Cαβ和Cβα(见右图)，设界面处浓度为常数，且物质沿x方向扩散，则可以求出相界面ξαβ的移动速度。当界面由移动到时，其物质流量为:(2-29)第七十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学则新相长大的速度为:(2-30)第七十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学经过推导：也就是说，新相界面移动的距离与时间成抛物线关系。第七十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学对于除了有边界固溶体之外还有中间相出现的体系(见右图)，设β相区宽度为Wβ，仿上述方法可得:

(2-38)对于多相体系，则有

(2-39)

其中:Wi为第i相的宽度;Bi为反应扩散的速度常数。第七十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理反应扩散过程中新相长大的动力学根据Bi值得不同，有如下三种情况:①Bi＞0，即ξi，i+1－ξi-1，i＞0。说明i相与i+1相的界面移动比i-1相与i相的界面移动快，此时i相出现，并按抛物线规律长大;②Bi＝0，意味着相邻两相界面的移动速度相等，此时Wi＝0，说明i相不会出现，也就谈不上长大;③Bi＜0，则意味着i相的两个界面之间的距离要缩小，所以此时也不会出现i相。

第七十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散激活能和扩散常数

晶体中，原子从一个位置移动到另一个位置必须具有一定的能量Q，以便克服周围原子对该原子的作用力。能量Q是原子脱离某位置所必须越过的能垒值，称为原子的激活能。激活能的值取决于物质本性、晶体点阵类型、激活原子种类等。此外晶体中的缺陷也与激活能有关。一般来说，点缺陷的数量越多，激活能就越小。第七十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散激活能和扩散常数

实验表明，纯金属的自扩散激活能Q与其熔点和熔化潜热之间存在如下关系:Q＝150.7Tm(2-40)Q＝69.1Lm(2-41)

其中:Q为纯金属自扩散激活能，单位为J/mol;Tm为金属的熔点，单位为绝对温度K;Lm为金属的熔化潜热，单位为J/mol。第七十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散激活能和扩散常数

布佳科夫在研究了扩散原子尺寸的影响后，提出了如下的经验公式:Q＝Q0－α(V0－V)(2-42)

其中:Q和Q0分别为溶质原子和溶剂原子的扩散激活能，V0及V代表溶剂原子和溶质原子的摩尔原子体积，α为系数。

(2-42)式仅考虑了尺寸因素，所以存在例外情况。第七十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散激活能和扩散常数

扩散系数D在扩散过程中并非常数，它与晶体结构、原子尺寸、合金成份、温度等因素有关。实验结果表明在其它条件一定的情况下，扩散系数D与温度T之间满足如下关系:(2-43)

其中:扩散常数D0和扩散激活能Q与温度无关。将上式取对数有:(2-44)

利用D与T在半对数坐标系中的线性关系，可通过实验来确定D0和Q的值，从而确定扩散系数D与温度T的关系。

第七十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理空位扩散机制换位扩散机制间隙扩散机制位错扩散机制晶界扩散机制表面扩散机制第八十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理空位扩散机制在固态金属中，每一温度下都存在有一定浓度的空位。而空位的存在使其周围的原子偏离平衡位置，势能升高，因而原子跳入空位的势垒降低，这样原子跳入空位就比较容易。空位与相邻原子不断换位，就形

空位扩散机制成了原子的扩散迁移。

示意图第八十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理换位扩散机制有人设想扩散是以相邻原子交换位置的机制进行的(见右图)。Braune提出相邻原子换位的条件是r＞r0。r为该原子热振动的振幅，r0为两原子的平衡距离，是力学上的平衡点。第八十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理间隙扩散机制小尺寸的间隙原子在扩散时由一个间隙位置跳到另一个间隙位置，从而造成原子的迁移（见右图）。第八十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理位错扩散机制金属晶体中存在大量的位错，位错线是晶格畸变的管道，互相联通，形成位错网。扩散原子通过位错管道进行扩散时，激活能可以降低一半左右，所以位错成为扩散的捷径。并且位错线又是点缺陷的源头和尽头，空位移入位错线就消失，而结点原子跳入位错线就会形成空位。位错为金属原子的空位扩散机制提供了有利的条件，从而加速扩散。第八十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理晶界扩散机制晶界、亚晶界和相界面都是金属晶体中的面缺陷，一般具有几个原子厚度。该处原子处于畸变状态，易于跳动。晶界到处与晶内的位错网相连，小角度界面就是由位错组成的，扩散原子沿界面的迁移更易于进行。在温度较低时，晶界扩散比晶内扩散更快。第八十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理表面扩散机制金属自由表面处于活性状态，原子沿表面层跳动比在晶内易于进行。金属表面又存在大量位错露头和晶界露头，更有利于表面扩散。所以表面扩散激活能远低于体扩散激活能。第八十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理下表列出了银的自扩散激活能的实验值。由表可见，位错扩散与晶界扩散的激活能相近，仅有空位扩散(体扩散)激活能的一半，而表面扩散激活能仅有体扩散的1/4。

表2-6银的自扩散激活能(实验值)扩散机制激活能(kJ/mol)空位机位位错机制晶界机制表面机制185～1938184.643.6第八十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理影响扩散的因素由扩散方程可以看出，决定扩散速度的参数主要有两个，一是扩散系数D，二是浓度梯度∂C/∂x。许多因素都会影响到这两个参数，从而影响到扩散速度。

第八十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散温度如前所述，扩散系数与温度之间满足式

所示的关系，对于任何元素，只要测出D0和Q的值，便可求出任意温度下的扩散系数D。基体金属的性质同一元素在不同基体金属中扩散时，其扩散参数各不相同。一般规律是，基体金属的结合越强，熔点就越高，其扩散激活能就越大，扩散也就越困难。第八十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理扩散元素的性质不同元素在同一基体金属中扩散时，其扩散参数也各不相同。一般规律是，扩散元素在基体金属中所造成的晶格畸变越大，则扩散就越容易，激活能也越小。所以，扩散元素与基体金属的原子半径相差越大，固溶度越小，扩散就越快。扩散元素的浓度扩散系数D与扩散元素的浓度有关，浓度越高，则D值越大，扩散就越快。第九十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理合金元素在基体金属中含有其它合金元素时，会对扩散产生很大影响。例如:对于碳在γ-Fe中的扩散，Cr、Mo、W强烈阻碍碳的扩散，而Si、Mn、Al的影响则不大。晶格类型同一元素在不同晶格的基体金属中扩散时，扩散系数大不相同，并且扩散具有各向异性。这在六方晶格金属中比在立方晶格金属中表现的更为明显。在密排六方金属中平行于Z轴的扩散要比垂直于Z轴的扩散快一些。

第九十一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理固溶体类型在不同类型的固溶体中，溶质原子的扩散速度不同，这与扩散机制有关。一般说来，间隙固溶体中的扩散快于置换固溶体中的扩散，而缺位固溶体中的扩散也快于置换固溶体中的扩散。晶体缺陷金属晶体中的空位、位错、晶界和表面等晶体缺陷在扩散过程中起着重要的作用。增加缺陷密度会加速金属原子和置换原子的扩散，而对于间隙原子来说，一方面会加速其扩散，另一方面会促使其偏聚，反而阻碍其扩散，所以变化比较复杂。第九十二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三扩散的基本概念和基本原理磁性转变研究发现，当合金在居里点以下表现为铁磁状态时，扩散激活能较大，因而扩散要慢一些，而当其在居里点以上表现为顺磁状态时，扩散激活能较小，因而其扩散要快一些。其它因素在固态金属中如果存在应力差，温度差和电势差等，也会影响到扩散过程。预先热处理和冷加工会改变晶体缺陷的密度和分布，也会对扩散产生影响。在多相组织中，第二相的形态、尺寸、数量和分布也将对扩散产生影响。总之，影响扩散的因素是多方面的，对于具体情况要做具体分析。钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散第九十三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

根据扩散定律，钎焊时钎料向母材中的扩散可确定如下:(2-56)

其中：dm－钎料组分的扩散量；D－扩散系数；

S－扩散面积；dt－扩散时间；

dC/dx－在扩散方向上扩散组分的浓度梯度。由上式可见，钎料组分的扩散量与浓度梯度、扩散系数、扩散时间和扩散面积有关。扩散自高浓度向低浓度方向进行，当钎料中某组元的含量比母材中高时，由于存在浓度梯度，就会发生该组元向母材金属中的扩散。浓度梯度越大，扩散量就越多。第九十四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

表2-7列出了几种元素在285℃下在铅中的扩散系数，数据表明，原子半径越小，扩散系数就越大。而当合金元素存在且其与扩散元素的亲和力比与基体金属的亲和力更大时，就可能使扩散系数减小，反之，则可能使扩散系数增大。表2-7285℃下几种元素在铅中的扩散系数扩散元素原子直径(A)扩散系数(cm2/Sec)AgCdSbSn1.441.521.611.689.1×10-82.0×10-96.4×10-101.6×10-11第九十五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

用Cu钎焊Fe时，会发生液态Cu向Fe中的扩散。右图给出了在1100℃下Cu在Fe中的分布。随着保温时间的延长，不但Cu的扩散深度增大，而且扩散层中的Cu含量也增多。

铜钎焊铁时，铜在扩散区中的分布1.保温1分钟，2.保温1小时

第九十六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

用Al-28Cu-6Si钎料钎焊Al时，也可发现钎料组分向母材铝合金中扩散的现象(见右图）。在钎缝中靠近界面处的母材上可以看到一条与钎缝平行的明亮条带，它是钎焊时液态钎料中的Si和Cu向母材Al中扩散而形成的固溶体。

Al-28Cu-6Si钎料钎焊铝合金时的金相组织第九十七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

上述扩散现象均为体扩散。如果扩散进入母材的钎料组分浓度在饱和溶解度之内，则形成固溶体组织，这对接头的性能没有不良影响。若冷却时扩散区发生相变，则组织会产生相应的变化，并因此而影响到接头的性能。

第九十八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

当采用含硼镍基钎料钎焊不锈钢和高温合金时，就可能发生硼向母材晶间渗入的情况(见下图)。晶间渗入的产物大都比较脆，会对钎焊接头产生极为不利的影响，尤其是在钎焊薄件时，晶间渗入可能贯穿整个焊件厚度而使接头脆化，因此应尽量避免接头中产生晶间渗入。

含硼镍基钎料钎焊不锈钢时的晶间渗入

除了体扩散之外，钎焊时也可能发生钎料组分向母材的晶间渗入的情况。第九十九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

表2-9给出了几种钎焊接头出现晶间渗入的实例。由表可见，钎料和母材所构成的状态图中都具有低熔点共晶体(见图2-20(a)和(b))。

表2-9几种钎料－母材体系中出现的晶间渗入

母材钎料系统状态图类型钎料的溶解度晶间渗入ZnBiNiNiCuSnSnNi-4BNi-3BeNi-8PZn-SnB-SnBi-BNi-BeCu-P图2-20(a)图2-20(a)图2-20(b)图2-20(b)图2-20(b)~0.1~0.102.71.75中等中等强烈中等中等第一百页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

图2-20产生晶间渗入的系统典型状态图(a)简单共晶型，(b)存在中间相型第一百零一页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散

晶间渗入的产生是因为在液态钎料与母材接触中，钎料组分向母材中扩散，由于晶界处空隙较多，扩散速度较快，结果造成了在晶界处首先形成钎料组分与母材金属的低熔点共晶体。由于其熔点低于钎焊温度，这样就在晶界处形成了一层液态层，这就是所谓的晶间渗入。

第一百零二页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散从理论上来看，液态钎料要渗入到多晶体固态母材的晶界中去，就必须满足如下条件:σGB≥2σLScos(θ/2)(2-58)

其中:σGB－多晶体晶界的界面能，也称界面张力；

σLS－液态钎料与固态母材之间的界面能，即固液相界面张力。在多晶体内，当液相与固相达到平衡时(见图2-21)，上式可以写成:σGB＝2σLScos(θ/2)(2-59)

或cos(θ/2)＝σGB/2σLS(2-60)

其中:θ为二面角。当σLS≥σGB/2

时，上式可以求解。产生晶间渗入时的界面张力平衡条件

第一百零三页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊过程中钎料组分与母材之间的扩散随着界面能之比σGB/σLS的增大，二面角θ将由180°向0°转变。当θ＜90°时可以认为液态钎料能够渗入到固态母材的晶界而产生晶间渗入。例如在1100℃下用Cu钎焊钢时，γ-Fe奥氏体晶界的界面张力为0.85N/m，而γ-Fe和液态Cu之间的界面张力为0.43N/m，按(2-60)式计算可得，θ≈17.5°。也就是说，液态Cu能够润湿γ-Fe晶界而发生晶间渗入，这同实验的结果是吻合的。钎焊接头的金属学形态第一百零四页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态

钎缝组织的不均匀性由于钎料与母材之间的相互作用，不但使钎缝的成份与钎料原有的成份不同，而且使钎缝的组织也与原始钎料的组织产生差异。钎缝的成份和组织常常是不均匀的，一般由三个区域组成(见右图)，即：母材上靠近界面的扩散区，与之相邻的钎缝界面区和钎缝中心区。钎缝组织示意图1-扩散区，2-界面区，3-钎缝中心区第一百零五页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态

钎缝组织的不均匀性扩散区是由钎料组分向母材中扩散所形成的；界面区是母材组分向钎料中溶解并冷却后形成的，它可能是固溶体或金属间化合物；钎缝中心区由于母材的溶解和钎料组分的扩散以及结晶时的偏析，其组织也不同于钎料的原始组织成分，钎缝间隙较大时，该区的组织形态与钎料原始组织形态比较接近，而间隙小时，则二者之间可能存在极大的差别。例如：用Ni-Cr-B-Si钎料钎焊不锈钢的小间隙钎缝时，钎料本身为包晶组织，而钎缝却由固溶体组成。第一百零六页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态结合区的组织形态母材与钎料的结合可以形成多种多样的组织形态。在构成钎缝的三个区域中，界面区的情况是最复杂的，并且加热温度和加热时间等因素的影响使其进一步复杂化，并且对接头的性能也产生很大的影响。利用二元体系分析还是基本的方法！！！！第一百零七页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态表2-10二元和金系的相互溶解度溶解度特征二元系结晶状态无变化的完全互溶系Ag-Au，Ag-Pd，Au-Pd，Ni-Pd，Pt-Rh，Cr-Mo，Cu-Ni，Ir-Pt，Mo-W高温下完全互溶，低温下产生同素异形转变或形成化合物体系Ni-Pt，Fe-V，Fe-Pt，Fe-Pd，Fe-Ni，Cu-Pt，Fe-Mn，Cu-Pd，Cr-Fe，Co-Ni，Cu-Mn，Co-Fe，Cd-Fe，Cd-Mg，Au-Pt，Au-Cu，Ni-Mn大溶解度的体系（用原子%表示）Ag中含Cd42%，Li中含Hg75%，Ag中含Hg36%，Cu中含Zn38%，Ag中含Pt40%，Ni中含Zn40%，Al中含Zn66%，Cr中含Ni47%，Pd中含In67%中等溶解度的体系Ni中含W16%，Fe中含Zn18%，Cu中含Be16%，Ni中含Ta16%，Ni中含Sn10%，Ni中含Be15%，Fe中含Si25%，Fe中含Ge18%，Cu中含Sn9%，Mg中含Pb8%小溶解度的体系Cu中含Zr0.6%，α-Fe中含Cu1.2%，Cu中含Ti5.6%，Sn中含Pb1.5%极小溶解度的体系W中含Ni，Sn中含Ni，Si中含Ni，Zn中含Mn，Zn中含Mg，Sn中含Mg，Ni中含Mg，Cu中含B第一百零八页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态固溶体类型的界面区组织

结晶系相同(晶格类型相同)，原子半径相近的元素间大多可以以任意比例固溶，这类金属间的界面成份从一侧到另一侧连续变化。Ni-Cu系的熔化温度连续变化，浓度也连续变化，在一个大晶粒内部的浓度也有所变化。铜-镍二元合金状态图第一百零九页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态固溶体类型的界面区组织

Cu-Mn系在Mn含量为35%时有最低熔点。二者的接触面在这一最低点处溶解(接触溶解)，凝固时如图分为各相。铜-锰二元合金状态图铜钎焊锰时的组织形态

第一百一十页，共一百二十五页，编辑于2023年，星期三钎焊接头的金属学形态固溶体类型的界面区组织当钎料与母材为同基的合金时，在界面区也常常形成固溶体组织。铝-硅二元合金状态图

铝硅钎焊铝时