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钎焊和熔焊方法的根本区别，在于钎焊过程中母材的接头处并不产生熔化。常规的钎焊过程是采用熔化温度比母材固相线低的钎料，将其放置于欲钎焊的接头处，当加热至低于母材的固相线但高于钎料熔化温度时，这时钎料熔化，液态的钎料润湿固体的母材，在母材接头的缝隙中流布、填充、与母材相互作用（溶解、扩散或生成化合物），最后冷却凝固，从而将两块母材连接在一起。例如，钎焊纯铝（熔点为660℃）采用Al-Si共晶合金（熔化温度为577℃）作钎料，在操作温度为590～630℃时，钎缝中熔态钎料与母材产生溶解与扩散反应，冷却后形成共晶-亚共晶结构的钎缝，将两块母材连接到了一起。
钎焊时工件常被整体加热（如炉中钎焊）或钎缝周围大面积均匀加热，因此工件的相对变形量以及钎焊接头的剩余应力都比熔焊小得多，易于保证工件的精密尺寸。
钎料的选择范围较宽，为了防止母材组织和特性的改变，可以选用液相线温度相对低的钎料进行钎焊，熔焊则没有这种选择的余地。
只要钎焊工艺选择得当，可使钎焊接头做到无须加工而能“天衣无缝”，这是熔焊难以做到的。此外，适当改变钎焊条件，还有利于多条钎缝或大批量工件的同时或连续钎焊。
由于钎焊反应只在母材表面数微米至数十微米以下界面进行，一般不牵涉母材深层的结构，因此特别有利于异种金属之间，甚至金属与非金属，非金属与非金属之间的连接，这也是熔焊方法做不到的。
钎焊还有一个优点，即钎缝可做热扩散处理而加强钎缝的强度。当钎料的组元与母材存在一定的固溶度时，延长保温时间可使钎缝的某些组元向母材深层扩散，最终能使钎缝在显微镜下“消失”。
钎焊方法的弱点主要是钎料与母材的成分和性能多数情况下不可能非常接近，有时相去甚远，例如用重金属钎料钎焊铝，这就容易产生接头与母材间不同程度的电化学腐蚀。此外，钎料的选择和界面反应的特点都存在一定的局限，在钎焊大多数材料时，钎焊接头与母材不能达到等强度，只好用增加搭接面积来解决问题。
钎焊一词俄文称为Пайка，英文中则没有对应的词，只有Brazing（硬钎焊）和Soldering（软钎焊），中国台湾则相应称“硬銲”和“軟銲”。根据国际标准，将使用钎料的液相线温度在450℃以上的钎焊称为硬钎焊，在450℃以下的则称为软钎焊。有些文献报告中，习惯上不规范地更加细分成高温、中温、低温钎焊，例如，铝的钎焊，将500～630℃范围内称为高温铝钎焊，300～500℃称为中温铝钎焊，而低于300℃的称为低温铝钎焊。铜及其他金属合金的钎焊有时也有类似情况出现，但温度划分范围不尽相同。这种细分的出现是由于各个范围内使用钎料、钎剂、钎焊方法的类型往往相似，而不同的范围则相差较大的缘故。一个突出的例子是在300℃以下的低温钎焊，可以普遍使用有机化合物的钎剂，而在此温度以上则很难。至于经典意义的“高温钎焊”则是指钎焊温度高于900℃，在真空或保护气体中（不用钎剂）的钎焊。
固体纯金属的表面结构如图1-1所示。最外层表面有一层0.2～0.3nm的气体吸附层。随金属性质的不同，吸附气体的种类和厚度有一定的差别，通常主要吸附的是水蒸气、氧气、CO 2 和H 2 S。
在这层吸附层之下，有一层3～4nm厚的氧化膜层。所谓氧化膜层，并不是单纯的氧化物，常常是由氧化物的水合物、氢氧化物、碱式碳酸盐等成分组成。有的呈低结晶态，此种膜结构比较致密，能保护基底金属免于进一步氧化，如γ-Al 2 O 3 、Cu 2 O（红色）等；有的则较疏松多孔，如Fe 2 O 3 、CuO等。在氧化膜层之下则是一层1～10μm厚的变形层，这是由于压力加工所形成的晶粒变形的结构；在变形层与氧化膜之间还有薄薄的1～2μm厚的微晶组织。
图1-1 固体金属的表面结构 Fig.1-1 The surface structure of solid metals
对合金来说表面结构还要复杂得多，通常表面能较低的、亲氧的组元，尽管在固态情况下也会扩散并富集于表面，形成复杂多元组成的表面膜[1]。随着储存期延长，这层膜还会进一步增厚。根据膜的基本性质，分别需要采用还原性的酸（HCl、HF、稀硫酸、有机酸），氧化性的酸（HNO 3 ）或碱（NaOH、KOH）来除去。
了解钎焊的过程，首先需要了解熔态钎料与母材的润湿过程。现在先从润湿的物理状态开始讨论。
1.2.2.1 液滴在平面固体上的润湿行为
一滴液体在固体表面润湿时如图1-2a所示，液滴与母材之间会出现润湿角θ，如果液滴和固体间仅以色散力相互作用，也就是说，不存在任何物理的互溶、渗透以及任何的化学反应，这时润湿角θ与固体的表面张力F s （亦即是固体与空气的界面张力），液体的表面张力F l （亦即是液体与空气的界面张力）和固-液的界面张力F sl 存在以下的关系，称为Young’s平衡式：
F
s
l
=
F
s-F
l
cos
θ
（1-1）或
由式1-1可以看出，当润湿角θ为0°时（见图1-2b），cosθ=1，也就是说，完全润湿时，固-液间的界面张力是固、液表面张力之差。
F sl = F s-F l （1-3）
当润湿角为90°时（见图1-2c），cosθ=0，固-液界面张力等于固体的表面张力。
F sl = F s （1-4）
当润湿角θ等于180°时（见图1-2d），即完全不润湿的情况下，cosθ=-1，固-液的界面张力是固、液表面张力之和：
F sl = F s + F l （1-5）
图1-2 液滴在固体表面的润湿 Fig.1-2 A liquid drop wetting on the solid surface
从这里得出的结论是：界面张力F sl 和润湿角θ呈正相关，也即润湿角θ越小，界面张力F sl 也越小。或者换句话说，要想液-固润湿得好，就要降低固-液间的界面张力。
1.2.2.2 液体在狭窄缝隙中的润湿行为—毛细现象
将一根直径为λ的毛细管插入液体内（见图1-3），液体和管壁就会产生一个润湿角 θ 。在润湿角θ和液体表面张力 F l （液体和空气之间的界面张力）综合力的作用下，管内的液面会发生变化。
当 θ <90°时，管中液面会上升，如水在玻璃管中就是这样（见图1-3a）。这个过程是这样的：由于液体润湿了管壁产生了润湿角 θ ，管内的液面就会出现深的弯月形曲面，但这时液体的表面张力则力图将弯月面拉平，这样就使得液面微有上升。但是液体又向上润湿一个新的 θ 角，表面张力再度拉平液面。如此反复，液面就不断爬升。爬升的过程中却同时受到液柱重力的反制。当这个润湿角和液体表面张力综合形成的爬升力和液柱所受重力平衡时，液柱就会稳定在一个h的高度上。下面等式左侧是爬升力，右侧是液柱所受的重力：
或
式中 F l ——液体表面张力；
θ ——润湿角；
g ——重力加速度；
ρ ——液体的密度；
λ ——毛细管的直径；
h ——液柱高度。
图1-3 毛细管中液面的变化 Fig.1-3 Variation of the liquid surface in capillary tubes
对于固定的一种液体，分母中gρ乘积的值是固定的。可以看出，毛细管中液面爬升的高度和管径λ成反比，和液体表面张力 F l （液体和空气之间的界面张力）成正比，还和润湿角 θ 成反比（这是因为 θ 在0°→90°时，cos θ 是从1减少到0）。也就是说，管径越小，液体的润湿角越小，液体的表面张力（即液态钎料与空气的界面张力）越大，越有利于液柱的爬升。
当 θ =90°时，cos θ =0， h =0，毛细管内外液面持平，没有爬升。
但是当θ>90°时，毛细管内液柱不升反降（见图1-3b），因为在90°→180°时（见图1-3b），cosθ值是0→-1，h值成为负值，所以这时液面会出现下降， θ 值越大，液面下降得越多。可以见到的实例是玻璃毛细管中的水银。
在实际的钎焊过程中，情况有很大的不同，遇到的不是毛细管而是两片母材夹成的大面积间隙，而且常常间隙是水平放置的，较少像上述毛细管的垂直放置（见图1-4）。
图1-4 液体在平面间隙中的润湿 Fig.1-4 Wetting of the liquid in a gap between two plates
可以看出，在考察钎焊过程的实际时，情况要复杂得多，很难定量地描述液态钎料在间隙中的流布。这时不妨将上述液柱的爬升力，定性的看成是液态钎料在间隙中向前流动的驱动力，那么就同样也可以得出：钎焊时母材间隙越小，液态钎料润湿母材的润湿角越小，液态钎料的表面张力（即液态钎料与空气的界面张力）越大，越有利于液态钎料在母材间隙中的向前流布。
在实际钎焊过程中，熔态钎料在大面积母材狭缝中流动的行为非常复杂，难于描述。钱乙余等利用X射线荧光增强仪摄制了液态钎料在平行的狭缝中流动的动态模拟。结果表明，这是一个无规则的紊流过程，伴随着熔态钎料的多头前进、包抄、围困和产生夹芯，看来在空气中进行大面积钎焊，钎缝中存在缺陷是难以避免的。为了解决这一难题，提出了不等间隙的钎焊流程，得以有效排除夹芯的产生。
固体的表面张力实际上是固-气的界面张力 F sg 。在大气中，固体本身有很多因素都影响自身的表面张力，例如成分、组成、晶格缺陷、表面分凝和力学应变等等。其中表面分凝影响最大。固体的表面张力难以理论界定、测量和控制。但是因为固体的表面张力实际上是固-气的界面张力 F sg ，改变固体界面上的气氛，显然会对 F sg 能够产生影响。在真空和一些还原性气氛，如氢气中， F sg 会有明显的下降。
液体的表面张力的物理意义和量值明确，是指增加单位表面积液体时自由能的增值。液体的表面张力是易于测定的。其法定单位为mN/m（毫牛/米），以前常用dyn/cm（达因/厘米）。液体金属的表面张力常在200～2500mN/m之间。液体的表面张力随温度的升高而线性下降，因此升高温度有利于润湿。图1-5所示为不同熔态金属的表面张力与温度变化的关系。
图1-5 不同熔态金属的表面张力与温度变化的关系 Fig.1-5 Temperature dependence of surface tension for different molten metals 注：1dyn/cm=10 -2 mN/cm
以上的叙述局限于液-固金属间仅以色散力相互作用的情况，其间既无化学反应发生，也无相互溶解和原子渗透等物理反应发生。但实际上影响液态金属（钎料）和固体金属（母材）之间润湿行为的更大因素是它们之间的相关系（phase rela-tion）。这已超出式（1-1）讨论的范围。
熔态钎料与母材间如有一定的反应性，通常能够很好地润湿，反之则较难润湿。所谓的反应性，包括液态钎料和母材间的互溶或金属间化合物的生成。然而影响润湿最主要的因素是互溶度。例如液态Zn和固体的Al在500℃有近30%的溶解度，它们润湿得很好。液态Pb和固态Al在500℃时几乎完全没有互溶度，它们极难润湿。这些关系可以从Al-Zn和Al-Pb的相图上看出来。类似的情况如液态Ag在1200℃时与Fe的互溶度几乎为零，而Cu在同样的温度下能溶Fe近5%，实际的表现是前者难润湿而后者则较易。但在这种情况下，如果不用纯Ag，而是在Ag中加入一定比例的、能与Fe互溶的Cu或Zn形成合金，就能大大改善这种银合金与母材Fe间的润湿性。特别是加入Pd，由于它和Fe、Co、Ni、Cu、Ag、Au等金属不但在液相，就是在固相也有完全的互溶度，增加润湿性最有效，由此导致发展许多含Pd的钎料。因此对合金钎料，通常其中各主要成分与母材的相关系，决定了合金钎料与母材润湿的综合效果。
由式1-3～式1-5可以看出，无论是润湿处在哪个阶段，要继续降低固-液，也就是要降低熔态钎料和母材间的界面张力 F sl ，固体母材的表面张力能否降低都起着决定性的作用。真空钎焊和一些还原气氛的保护钎焊得以顺利进行，就是由于降低了固体母材表面张力 F s 的结果。但是通常在大气中进行的钎焊，要想降低固体母材的表面张力几乎是不可能的。但钎剂的使用改变了这一处境。
图1-6所示为母材B上一滴熔态的钎料A被钎剂C覆盖的情形。这时母材的表面张力 F s 变成了 F BC （母材与钎剂的界面张力），钎料的表面张力 F l 变成了 F AC 钎料与钎剂的界面张力）。而钎料与母材的界面张力 F sl 成了 F AB ，于是在润湿开始前就有
F AB = F BC + F AC （1-8）的关系。
可以看出，要想使钎料很好地润湿母材，就要设法降低 F BC + F AC 的值，尤其是 F BC 值。可是怎样能做到这一点？
图1-6 有钎剂覆盖时液态钎料与母材的界面关系 Fig.1-6 Interfacial relation between molten filler metal and base metal immersed in fused flux
在许多领域都发现，界面上有传质作用发生时，就有界面张力下降的情况发生。Gerbacia [2] 在测定水-油界面张力时，在水中滴入了乙醇，在乙醇通过水-油界面时，界面张力下降；Офичерол[3]在测定Cd-Pb和Zn-Bi熔态金属在有Cd蒸气渗入时，表面张力显著下降；Kazakevich [4] 发现熔化的Cd向CdCl 2 中溶解时，界面张力降低；此外，电解时金属和电解质以及熔态炉渣与钢间如有置换化学反应时，也发现界面张力下降。
兰铁 [5，6] 模拟了钎焊时界面传质对界面张力的影响。以汞滴代替液态钎料，以0.01molCu（NO 3 ）2溶液代替钎剂，在Hg滴上施以负电位，在另一铂电极上施正电位。在一定的电流变化范围内，Cu 2+在 Hg滴上被还原沉积（传质）并形成合金。用Bashfouth-Adams静滴法测量汞滴-溶液间的界面张力，得出图1-7所示的关系。
图1-7 界面传质速度与界面张力变化的关系 Fig.1-7 Relationship between interfacial mass-transfer-rate and the change of interfacial tension [Hg drop in 0.01mol Cu（NO 3 ）2 solution]
在初始阶段，由于超电压和分解电位的影响，正负极之间施加电位过低，不足以催生界面传质反应，此时界面张力微有上升。电解反应一旦开始，溶液中的Cu 2+即 向汞滴上还原，析出为金属铜并形成铜汞齐。控制极间的电位，可以获得不同的沉积（传质）速度。从图1-7中看到，界面张力随即直线下降，亦即界面张力下降与界面传质速度的升高成反比。
依此类比，钎剂与固体母材之间界面张力变化应有类似的关系。一项模拟的钎焊摊流实验证实了以上推论的结果，见表1-1。
在表1-1中序号1条件下，钎剂-钎料以及钎剂-母材之间均无传质反应发生，钎料并不能润湿母材Al。在序号2条件下，钎剂-钎料以及钎剂-母材之间同时发生传质反应，因而液态钎料Al-Si共晶合金能够很好地润湿母材。序号2的化学（传质）反应如下：
2Al+3ZnCl 2 =3Zn↓+2AlCl 3 ↑ （母材）
2Al（Si）+3ZnCl 2 =3Zn↓+2AlCl 3 ↑（熔态金属）
序号3中液态Pb与Al不能润湿。在序号4条件下，钎剂只与母材间有传质反应，而与钎料Pb没有传质，润湿尚未发生。在序号5、6中则在两个界面上均有传质，特别是序号6传质速度更快。结果使得Pb与Al几乎完全没有互溶度的条件下得以良好润湿。
表1-1 混合熔盐中熔态钎料在Al面上的润湿与界面传质速度的关系 Table 1-1 Wetting of liquid filler metal on Al surface immersed in molten salts under the influence of interfacial mass-transfer-rate
界面张力的下降与传质速度有关，但实际钎焊时只在一定时间内能够保持直线下降速度，随着传质速度减缓，界面张力就随着上升，这也是钎剂的活性有一定时效的原因。
传质速度还需与传质的物质和钎料或母材的合金化速度相匹配，如果传质速度过快，传质的物质来不及与母材或钎料合金化，则会使析出的金属呈微粒状悬浮在钎剂中，表现出来是钎剂的发黑。
在实际运用中，传质速度是根据母材的主金属与钎剂中析出（传质）物质之间的电极电位差而确定的。不同金属离子在母材上传质速度的比较可以参考熔盐中的电位序 [7] （参见表2-5）。
以上只述及传质形式的一种。电化学反应的传质往往是双向的，例如上述铝钎焊过程中，除有重金属沉积的传质外，还同时有Al→Al 3 ++3e反方向的传质。物理过程的传质则往往是单向的，例如母材或氧化膜的溶解、气相渗入、渗透等。不管传质的类型，也不管传质的方向，只要当它们在界面上发生时均会有效地降低界面张力。
钎剂的施加大大增加了界面张力降低的可能性。在一些场合，气相中含有能够向母材和钎料同时渗入的金属蒸气时，也非常有利于熔态钎料对母材的润湿。例如真空钎焊铝合金时，施加Mg的蒸气可大大提高熔态Al-Si共晶钎料对母材的润湿能力。其原因就是除了Mg蒸气能破坏铝的氧化膜外，还同时向母材和熔态钎料渗入进行了传质，从而降低了钎料和母材间的界面张力。此时Mg蒸气事实上起了钎剂的作用。
以上所述是钎剂的活性机制，当然钎剂的功能还不止于此。其他重要的作用还有：松动、脱除或溶解氧化膜；覆盖在焊点表面防止空气的进一步氧化等。
无论是熔态钎料还是固体母材，其表面总是覆盖一层厚度不等的表面膜。熔态钎料要与母材发生润湿，必须要排除这层表面膜。
习惯上通称的“氧化膜”，实际上情况很复杂，最好称之为表面膜。对于纯金属而言，该金属与周围气氛所产生的结合产物（膜）的稳定性取决于膜的结构和存在的条件。亲氧的金属铝、钛、铍、镁等，它们的表面膜主要是氧化物。另一些金属如铜、铁等，它们除与氧结合外，还与CO 2 有相当的亲合力，表面层中常发现有碱式碳酸盐存在。两性金属，如锡、锌等表面层常存在Sn（OH）2或Zn（OH）2等。
表面膜的结构决定膜的致密度。一般情况下，结晶度低或者无定形结构的表面膜具有较大的致密度，例如铝表面的γ-Al 2 O 3 ，铁表面的Fe 3 O 4 ，铜表面的Cu 2 O都具有低的结晶度和高的致密度，能够完善地保护金属免于进一步氧化。在一般的条件下，加热将促进表面膜的增厚。
用酸或碱总能有效地溶去这层表面膜。问题是干净表面与周围气氛反应速度如果很大，新的表面膜又会立即生成，例如铝、镁、钛等活泼金属。铜的氧化反应速度较低，清洗后则可以保持一段时间的赤裸表面。因此从钎焊角度来说，用酸或碱清洗金属表面，主要是为了除去因长时储存留下的厚氧化皮。过度的清洗将使表面出现微观的凹坑。
金属面上的表面膜分布并不均匀，沿晶界处膜较厚，晶粒中心则较薄。尽管如此，但沿晶界处却又是膜与基底金属结合的薄弱环节，活性钎料或钎剂与母材作用时，常可看到由此处开始破膜渗入 [8] 。
合金的表面膜情况更为复杂。合金中有利于降低表面能的组元以及亲表面气氛的组元，即使在固体状态也不停地向表面扩散，加热时更是明显，形成结构复杂的表面膜。例如：含微量Al的GH37镍基合金加热时表面膜几乎全为Al 2 O 3 ；含微量Ti的铁镍合金表面膜是TiN+-TiO 2+[9] ，而表面膜的成分中却往往并未有基体金属参加；含Mg的铝合金尽管Mg含量很少，在表面膜中也明显出现MgAlO 4 相；含痕量的Ga的Sn-Pb合金的表面膜中，Ga的含量是体相的35000倍 [10] 。由于这种扩散，使得合金的某些组元和表面膜形成纵深的结合，合金表面膜与基体金属的结合往往比纯金属的结合要牢固得多。
母材表面膜的脱落或去除无疑是钎焊过程的一个重要环节，其机制常引起许多钎焊研究者的兴趣。在钎剂的作用下，表面膜脱除的机制有溶解、剥落、松动或被流动的钎料推开等过程。对于不同的母材，上述的机制会有所侧重，有的是两种并重，有的甚至四种作用兼而有之，使钎焊过程最终得以完成。
在较高温度下钎焊铜合金或铁合金时，其钎剂的主成分是B 2 O 3 ，又称硼酸酐。熔融态硼酸酐对过渡金属（除了碱金属、碱土金属、稀土金属以外的大部分金属）的氧化物有很大的溶解度，并且溶后呈现不同的颜色。分析化学中常用小的铂丝圈蘸B 2 O 3 （或H 3 BO 3 ）和未知的氧化物一同在火焰上灼烧至熔化，观察透明小硼砂珠的颜色以鉴定氧化物的成分。这时Cu 2+是 蓝色的，Cr 2 +是绿色的，Ni 2+是 棕黄色的，Co 2 +是深蓝色的等。在钎焊铜合金时，表面膜与硼酸酐或硼砂产生下列反应：
CuO+2H 3 BO 3 =Cu（BO 2 ）2+3H 2 O或CuO+B 2 O 3 =Cu（BO 2 ）2
CuO+Na 2 B 4 O 7 =Cu（BO 2 ）2+Na 2 B 2 O 4 并溶于过量的硼酸酐之中。这是一个典型的溶解作用去除氧化膜的机制。黄铜表面膜中的ZnO、铁合金表面的Fe 2 O 3 均以类似的方式生成Zn（BO 2 ）2和2Fe 2 O 3 ·3B 2 O 3 ，并溶于过量的B 2 O 3 而被除去。
多数合金表面膜的脱除不是一个简单的溶解机制，在一些含铬、钛、钨、钼的合金钢或耐热钢钎焊时，尽管在B 2 O 3 中加入氟化物增强钎剂的活性也不足以脱除表面膜。在钎焊高铬合金时，甚至在钎剂中加入Al-Cu-Mg合金以增强活性，在高温850～1150℃下靠置换反应使铬氧化膜破坏脱除[11]：
Cr 2 O 3 +2Al=Al 2 O 3 +2Cr
Cr 2 O 3 +3Mg=3MgO+2Cr
铝及铝合金表面膜在以氯化物为主的钎剂中的去除，基本上是一个松动、破碎，最后为流布的钎料所推开的综合过程。较高温下γ-Al 2 O 3 在氟化物熔盐中有一定的溶解度[12]，但以氯化物为主的铝钎剂中氟化物含量很低，因此铝氧化膜在氯化物钎剂中的溶解作用并非主要的。但一项研究表明：在熔融的全氟化物钎剂（K 3 AlF 6 —KAlF 4 共晶）中，铝氧化膜主要是被溶解去掉的 [13] 。
在钎剂的作用下，一旦钎焊过程开始，往往在几秒至十几秒钟内便完成。除非表面膜在钎剂中以极快的速度溶解（例如高温下CuO在B 2 O 3 中的溶解），表面氧化膜在钎剂中的去除机制通常不会是单纯的一种溶解作用，因此对实际钎剂钎焊中的去膜作用，宁可认为是一个综合的过程。
一些不另加钎剂而能在空气中进行钎焊的过程，往往靠钎料中的挥发组元在加热时与表面膜反应，将其还原破坏或从母材表面膜的破隙渗入膜下，再由它和母材的互溶与润湿以及钎料的流布来推开氧化膜。例如用Cu-P钎料钎焊铜，锌基钎料钎焊铝合金等。
真空钎焊的去膜机制也使许多研究者感兴趣。钎焊时金属表面膜的被破坏，对不同的金属合金其机制是不同的。微量还原性气氛的存在无疑对纯铜表面氧化膜起还原作用。在真空条件下，钛的氧化膜在温度高于700℃时强烈地溶入钛中形成α-Ti，一种Ti和O的固溶体 [14]1793 ，是氧化膜溶于母材而被去除的一个例子。另一些情况是：金属表面膜在真空中加热时发生破裂，熔态钎料由裂缝渗入而润湿母材 [15] 。真空钎焊不锈钢时，温度超过900℃，其本身所含的碳即足以使氧化膜被还原而破坏 [16] ；而真空钎焊铝时，是微量Mg蒸气对铝氧化膜的置换与破坏 [17，18] 。
由此可见，无论哪一种钎焊方法和对象，其表面膜的脱除机制都不是完全相同的，不可能用一个统一的模式来解释去膜过程。另外，钎焊实际上是破膜—溶解—渗透—润湿—铺展—凝固，是一个相当复杂交错的过程，并不一定能明确地划分出各个阶段来，尤其不应将“去膜”看成是一个独立的阶段，看成是“只有母材表面膜先去光了才会开始下一个过程”。
实验表明，熔态钎料润湿母材以后，尽管用了活性很强的钎剂，并不一定就会很好地在母材上铺展。这样的实例很多，例如，纯锡（包括高锡合金）在钎剂作用下润湿铜母材以后就很难再顺利铺展，同样的例子是纯锌润湿铝以后的状态。其原因在于熔态钎料与母材之间特殊的相关系（Phase relation）。实验表明，这种难再铺展的现象往往发生在熔态钎料与母材间产生过度的和快速的相间反应，如生成金属间化合物或互溶。这阻碍了熔态钎料向前流动和铺展 [20] 。
以熔态锡在铜面上润湿后的状态为例。图1-8所示为280℃时熔态纯锡与铜母材作用0.5s后的Cu-Sn界面。下面黑色部分为铜，亮的部分为锡层，最上面为锡层与空气的界面。可以看到，在如此短的反应时间内，铜-锡界面上已经有众多的Cu 6 Sn 5 金属间化合物生成。高度不一，最高的竟超过20μm，并且锡还向上扩散形成共晶物相。这样进行的一切行为都会“抓住”和阻止锡不使其向前流动。在含锡量高的锡基钎料与铜相互作用时也有类似的现象。
图1-8 280℃时熔态Sn与Cu母材作用0.5s后的Cu-Sn界面 Fig.1-8 The interface figure between Cu-Sn after reaction of molten Sn with solid Cu at 280℃for 0.5s
显然，要想增加锡在铜上的铺展性，就必须抑制铜-锡界面上金属间化合物的生长趋势。一个有效的办法就是向锡中加入一种对铜和锡都是惰性的金属，也就是它对Cu和Sn之间都没有化合物生成。这时，由于这个惰性合金元素的加入，就降低了锡在整个钎料合金中的浓度。当惰性元素的量足够时，Sn和Cu之间生成化合物的趋势就大为削弱，锡钎料合金的铺展性会因此大大提高。周期系中，能够符合这一条件的，只有Pb、Bi和Tl三个元素。图1-9所示为Sn与Pb、Bi、Tl以及Cu与Pb、Bi、Tl之间的相关系。
锡和铅组成的Sn-Pb共晶合金是人们最熟悉的焊锡。和纯锡大不一样，它在铜上的铺展率很高，就是由于和Cu不发生反应的Pb稀释了Sn的缘故。同样，和铜不发生反应的铊、铋和Sn组成的合金钎料也具有极良好的铺展性。Sn-Bi系共晶较脆，不易加工。Sn-Tl系性能良好，熔化温度为170℃。但铊是一个比铅毒得多的元素。
图1-9 Sn与Pb、Bi、Tl以及Cu与Pb、Bi、Tl之间的相关系 Fig.1-9 The phase relations between Sn with Bi，Pb，Tl and Cu with Bi，Pb，Tl
用和母材反应性强的元素和锡搭配组成的钎料，只会具有更差的铺展性。Sn-Zn共晶是一个熟知的钎料。但熔态的它在Cu面上比纯锡还难铺展。这是由于在钎料的熔态温度下，Zn和Cu有超过30%（质量分数）的固溶度，Zn此时便迅速向Cu内渗入。与此同时，在固-液界面上还会有化合物CuZn 5 生成。因此不但未能起到减弱Sn对Cu的影响，反而更增加了铺展的阻力。
根据以上叙述可以看到，企图往高锡钎料合金中加入某些微量添加元素来显著改善钎料的铺展率，除非能明确做到抑制了Cu-Sn间的反应性，否则其努力是难以有明确成效的。
在过渡金属中，相同温度下Ni与Sn（液）生成金属间化合物的倾向比Cu-Sn（液）间的作用要弱得多 [19] 。实验表明，如果在Cu上镀Ni后，再用高锡合金钎料钎焊，就会发现铺展性要比在Cu上好得多。
另一个润湿而难以铺展的典型实例是熔态Zn在Al上的行为。它们之间不是由于生成了化合物，而是因为在熔态Zn的温度下，Zn在Al中有超过80%（质量分数）的固溶度，此时Zn迅速溶入Al而不向周边铺展，如果Al母材较薄，常可见到Al被熔穿。如果向Zn中添加另一种惰性元素，它和Zn能够形成熔化温度较低的合金，而它和Al之间是惰性的，和Zn也不生成化合物，稀释了Zn的浓度，必将会大大改善此Zn合金在Al上的铺展性。在元素周期表中符合这一条件的元素有：Sn、Cd、Pb、In、Bi、Tl等6个。实验表明，Zn和这些元素组成的共晶合金钎料在Al上都有极好的铺展性。在Zn中加入和母材相同的元素构成的共晶，例如Zn-Al共晶也会有类似稀释Zn的效果。当然，要成为一个好的钎料还要符合其他的一系列条件。
和熔态Zn在Al上的行为相似的还有熔态Cu在Ni上的行为。这是因为Cu和Ni生成连续固溶体，熔态Cu向Ni中迅速固溶渗透而难以铺展。在Cu中加入和Ni几无反应性的Ag，冲稀了Cu，所以熔态Cu-Ag钎料在Ni上就有很好的铺展性。相反，熔态的Cu和Fe之间只有弱的固溶性，所以它本身就在Fe上铺展得很好。
总之，熔态钎料合金与母材之间只应该有适当的物理的或化学的反应性，这样才有利于熔态钎料在母材上的润湿和后续的铺展。仅仅从合金的角度考虑钎料在母材上的铺展性，因为受到金属的本性以及熔态钎料-母材之间相的关系的约束，可以控制的余地实在不大，重要的是还应该从钎剂的作用进行考虑。归根结底，提高熔态钎料在母材上的铺展性就是要控制熔态钎料和母材之间只应该具有适当的反应性[ 20，21] 。
熔态钎料一旦与母材润湿，其相互作用立即开始。作用的形式取决于相的关系（phase relation）。尽管实际上很少用较低熔点的纯金属当作钎料，为了便于说明问题，首先讨论液态纯金属与固态纯金属间的相互作用。
钎焊中钎料（F）与母材（B）之间相的关系，通常有如图1-10所示的四种类型：图a为F-B间固（母材）、液相互溶度都极小；图b为F-B间固、液相（钎料）互溶度都较大；图c为F-B间有固液同分化合物（congruent compound）生成；图d为F-B间有固液异分化合物（incongruent com-pound）生成。如果钎焊工作温度选择为 T B ，可以看出开始时，无论哪一种情况都是母材B向液态钎料中溶解。液体钎料的组成因溶入母材而沿虚线向右移动；当分别达到 L a 、 L b 、 L c 、 L d 组成点时，母材的溶入便告饱和。
第一种情况（见图1-10a），由于母材B在熔态钎料F中溶解度很小，钎缝实际上是由纯F构成的，近似的例子是用纯银或纯铜钎料钎焊铁。
第二种情况（见图1-10b），母材B在熔态的钎料中的溶解度很大，这时B以很快的速度溶入液态钎料F，直至组成达到L b 点。钎缝的结构与钎焊时加热的时间有关，如果钎焊的时间很短，液体钎料的组成还处在F-e之间，冷凝后的钎缝将是一种亚共晶结构，即在F′-B′共晶的背景上有从液相中析出的、孤立的、常呈云朵状的F′初晶（以下F′和B′表示以F或B为主的固溶体）。如果钎焊加热的时间较长，液态钎料的成分介于 e ′- L b 之间，冷却时呈过共晶结构。这种结构由F′-B′共晶和B′的初晶构成，但B′初晶析出时总以母材B的晶粒为晶核生长，因此B′初晶常和母材连在一起呈圆滑的一排峰峦状。图1-11所示为1000℃时纯银钎料钎焊铜的钎缝，钎缝的组成显然介于 e ′- L b 之间，但靠近 e 点。
如果钎焊加热时间更长，钎缝的组成将沿 L b → S b 移动，到达 S b 点时，钎缝中便不再看得见有共晶的组织。事实上要达到 S b 点很难，需要极长的时间。通常若干小时的钎焊保温，钎缝的组成也只会停留在 L b ～ S b 之间的某个位置上，这时钎缝的结构表现为钎料向母材的晶间渗透，母材的晶粒之间充斥着少量共晶组织。加热时间越长，共晶组织渗透的范围越大，共晶渐呈清晰的线条勾画出母材的晶界。在此范围之内的晶粒不会是纯B的晶粒，而是组成为 S b 的固溶体。在金相磨片上常可看到它们比纯B晶粒的硬度大得多。
以上所谓时间的长短是相对的，由于钎缝中的反应远非平衡的，几种反应常会在钎缝中同时发生。
第三种情况（见图1-10c），钎料与母材作用生成固液同分化合物c，这时化合物c的熔点显然高于钎焊温度 T B ，c往往是由熔态的F原子向母材中迅速扩散而形成 [19] ，因此在母材的边界上常可看到这个化合物是致密的一层（见图1-11和图1-12），这是液态的Sb和固态的Ni反应时在界面上形成一层化合物NiSb。固液同分化合物经常具有独立的晶格，具有通常无机化合物的某些属性，即比较稳定、不易分解、性脆、电导率和热导率都比较低等。这种情况对一个钎焊接头来说是不利的。类似的例子还有用Cu-P钎料钎焊铁，Cd基钎料钎焊铜。
图1-10 钎料与母材之间相的关系 Fig.1-10 Basic phase relationships between filler metal and base metal F—钎料 B—母材 T B —钎焊温度
图1-11 1000℃时纯银钎料钎焊铜的钎缝 Fig.1-11 Fillet of copper brazed by pure silver at 1000℃
图1-12 熔态Sb与固态Ni作用时界面上有层状固液同分化合物NiSb生成（700℃浸渍1s） Fig.1-12 Lamellar congruent intermetallic NiSb formed from solid Ni with liquid Sb（at 700℃for 1s dipping）
第四种情况（见图1-10d），钎料与母材间生成固液异分化合物d。虽然从热力学平衡的观点来看，化合物d和c的性质应该相似（见图1-10d），但由于d的生成反应是 l +B′= d ′，这种反应在钎焊条件下不可能是平衡的，即钎缝中同时会存在l、 d ′和B′多相，在 T B 温度下还会含有F存在。其中d的生长方式相当独特，在钎焊快速反应的条件下往往呈笋状生长。图1-13所示为熔态Sn与固态Cu作用时界面上有笋状固液异分化合物Cu 6 Sn 5 生成 [19，22] 。
图1-13 熔态Sn与固态Cu作用时界面上有笋状固液异分化合物Cu 6 Sn 5 生成（350℃浸渍2s） Fig.1-13 Bamboo shoot-like incongruent intermetallic Cu 6 Sn 5 formed from solid Cu with liquid Sn （at 350℃for 2s dipping）
液态Sn与Cu反应温度低于415℃时，有一固液异分化合物η相生成[14]965，其组成接近Cu 6 Sn 5 。图中笋状化合物的上部富Sn，下部富Cu，实际上是一片以Cu 6 Sn 5 为主体，但组成不严格确定的固溶体。在350℃时，其长高可达3～10μm，降低温度可减小化合物的生长高度。这种钉状嵌入式的结构和层状的固液同分化合物结构不同，在某种程度上有利于钎焊接头的牢固性。液态锡和银、铁、钴、镍等过渡金属与母材作用时，在一定的温度下，其金属间化合物的类型和生长方式均相似[19]，仅仅快速生长时的温度有所不同。
实际工作中很少用纯金属来做钎料，而多用合金。熔态钎料和母材的反应虽较复杂，但仍可用类似的图解来分析他们之间的冶金过程。例如，用Al-Si共晶钎料来钎焊Al，就相当于图1-10b中将F换成Al，B换成Si，而钎料的位置则是e，钎焊的温度当然不能再是T B ，而只能是低于F（Al）的熔点的某个温度。这时的冶金反应就可用图1-10b的类似过程来进行分析。
1.3.2.1 钎料的组元
钎料较少用纯金属，而多用二元或多元合金，以更有利于获得所需的熔化温度。理想的钎料常使用主组元和母材的基本金属相同的共晶类合金，例如：用Al-Si钎料钎焊铝合金；Cu-Ag、Cu-P钎料钎焊铜合金；Ni-B、Ni-Si钎料钎焊镍基合金等。其优点如下：
1）钎料的主组元和母材的相同，钎焊时必定具有良好的润湿性。
2）同样的原因，钎缝在冷凝时，其中与母材同成分的过剩相（初晶）最易以母材晶粒为晶核外延生长，犬牙交错使之成为牢固的结合。
3）钎料中的第二相既然能与钎料的主组元形成共晶合金，也必然易于向同组元的母材作某种程度的晶间渗透[25]，适量的晶间渗透有利于钎缝的牢固。
4）调整钎料的组成可以控制钎焊时母材向钎料中的溶入量。例如，图1-10b中，钎焊温度为 T B 时，母材B向钎料中的最大溶入量为 T B → L b ；如果采用成分为e的钎料，则最大溶入量只有e′→ L b 。降低钎焊温度，此溶入量还能更少。采用与母材不同的金属作钎料的主要成分，如具有较大的互溶度则容易引起熔蚀，例如用纯Zn钎焊铝。
5）由于钎料中的主要成分与母材的相同，接头的耐腐蚀性要优于完全不同种的钎料合金。
以上的情况并不总能实现，例如在高温钎焊中钎焊硬质合金、耐热合金，就难以找到相应的共晶钎料，不得不采用与铁同族的镍基钎料，由于高温情况下润湿性能一般较好，也常采用铜基钎料、银基钎料。又例如在软钎焊中，不得不采用低熔点的重金属合金作为钎料。
在二元共晶钎料的基础上，为了进一步降低熔化温度，改善润湿性或增加接头强度而加入第三种、第四种金属，甚至更多种金属形成三元或多元合金钎料。
1.3.2.2 钎料的组成
在钎料组元体系选定以后，钎料组成的选择非常重要，它在相当大程度上影响钎焊的工艺性能。以图1-14a中的ABC钎料三元合金为例，通常最优先的选择是组成为共晶点E的合金，其次是二元共晶线上组成为 a 点的合金，最后的选择才是类似 b 点的合金。
图1-14 不同组成钎料的结晶过程 a）三元合金 b）冷凝曲线 Fig.1-14 Solidification process of liquid filler metals with different compositions
首先观察组成为E点液态合金的冷凝过程（见图1-14b中的冷凝曲线①）。这个液态钎料合金冷却到温度为 T E 时，开始以三元共晶方式结晶， T E 的温度不会改变，直到结晶结束。熔程为0，钎焊工艺最佳。再看组成为a点的液态钎料合金（见冷凝曲线②）。当它冷却至温度为 T a 时，从液态钎料中同时析出共晶的A+B固相，继续冷却，液相的组成就沿着a—E的共晶线移动；当温度冷却到 T E 时，钎料就以三元共晶的方式结晶，直到完全凝固。这个合金的熔程是 T a — T E 。最后观察组成为b的钎料合金（见冷凝曲线③）。钎焊时熔化的钎料开始冷却，当温度冷却到T b 时，开始析出B的初晶，这时液态合金的组成就会向B的反方向移动；当温度冷却到 T c 时，从液相中开始析出B+C的二元共晶；下一步液相组成沿着c—E继续着B+C二元共晶的结晶过程，直到温度冷却到 T E ，剩余的液相组成到达E点，开始三元共晶的方式结晶直到完全凝固。这个合金的熔程最长，为 T b — T E 。
有经验的技师常常会困惑，组成点为a或b的钎料，特别是组成点为b的钎料钎焊时，开始阶段熔态钎料的流动性往往很差，随着温度的降低，流动性反而会突然好起来，一直到钎料的完全凝固。为什么？这就是因为这类钎料冷凝开始阶段有初晶和二元共晶固相的析出，使得熔态钎料变得黏黏糊糊，等到液态钎料中这些固相沉积待定，剩下的低熔的三元共晶才显出末段的高流动性。
可以看出，钎焊时共晶点或靠近共晶点组成的钎料具有最好的流动性。但实践中，由于钎料合金共晶点的温度并不符合工艺的要求而采用了相图中其他组成点的合金，这免不了就会丧失工艺性能。在这种情况下，最好重新选择钎料的体系，本书的附录D“实用钎料的成分和熔点或固相线-液相线”可供参考。
1.3.2.3 特殊状态的钎料
1.非晶态钎料
通常使用的钎料，根据需要常能轧制或挤压成板、丝、带、环等形状便于实际应用。但许多性能很可能优异的钎料体系由于种种原因，例如性脆、抗腐蚀性差、严重偏析等特点而限制了它们实际的应用。20世纪70年代开始，兴起一种将融态钎料在光滑平板或滚筒上急冷的方法制成了过冷的玻璃态钎料箔，商品名Metaglas Brazing Foil（简称MBF）解决了这一难题[23]。MBF的厚度常在50～200μm之间，剪切、冲制成各种形状的精细钎料件，重量从数十毫克到几百克不等，成功用于薄壁多通道和蜂窝结构等的钎焊。近些年来Ni基的MBF在航空和航天工业中得到广泛应用。钎焊接头能满足高强度、低熔蚀和高可靠性的要求。
俞伟元 [24 ]研究了MBF加热过程中的相变。图1-15所示为不同形态Cu-Ni-Sn-P共晶钎料的DSC曲线。曲线b为普通晶态钎料的DSC曲线。加热时基本上仅有一温度为639℃共晶熔化的吸热峰 I ′。曲线a为同一组成的非晶态MBF钎料的DSC曲线。加热至234℃时出现放热峰g。这时非晶态的合金晶化转为均匀的细结晶，这些细晶粒远非平衡态，而残存有很大的畸变能，故能使共晶熔化峰的温度I比之普通晶态的共晶熔化温度 I ′提前了2～4℃。
图1-15 不同形态Cu-Ni-Sn-P共晶钎料的DSC曲线 a）非晶态钎料 b）普通晶态钎料 Fig.1-15 The DSC curves of Cu-Ni-Sn-P eutectic alloy with different features
从图1-15所示的DSC曲线可以看出，当温度超过共晶熔化温度以后，无论是MBF或是普通晶态钎料都已熔为液态，二者不再有区别，钎焊时就应以相同的方式冷凝结晶。但实际工作中发现，MBF对母材的润湿性要明显高于普通晶态钎料。这被解释为，钎焊加热到接近共晶点温度之前，由于MBF畸变能的释放，已促使了钎料的提前活化。
MBF的钎焊工艺和普通晶态钎料有所不同，常在钎缝中装配好钎料，在真空中或惰性气体的保护下，以接近或稍高于共晶的温度，作较长时间的保温，从10～15min甚至高到40min不等，以获得均匀无偏析、高强度和耐腐蚀的优良接头 [23] 。
2.纳米粒度钎料
物质粒子的熔点随粒径的减小而降低的现象，从20世纪初就有人做过理论的预测。20世纪中叶陆续得到实验的工作证实。图1-16所示为实验测定的纳米银粒子的熔点随粒子尺寸变化关系的两组文献综合数据 [26] 。
图1-16 实验测定纳米银粒子的熔点随粒子尺寸变化关系的两组文献综合数据 Fig.1-16 Two literature values from the experimental determinations of the m.p of Ag nanoparticles depending on the particle size
Ag平衡晶态的熔点为962℃，从图1-16中可见，银粒子的粒径小于17nm时其熔点已降到了约650℃，随着粒径进一步减小，熔点也节节下降。当粒径减至3～4nm时，银粒子的熔点已降至低于200℃。这一现场的产生缘于粒径越小，比表面越大，赋有的表面能也越大的缘故。纳米级的银粒子一旦熔化聚成较大的液滴，便会恢复正常金属的本性，立即固化为普通的晶态银。利用这一特点，可以在低温下获得高强和耐热的接头，避免了通常晶态钎料高温熔化，钎焊时钎料冷凝过程中在工件中不希望发生的相变。近些年来首先用在电力工业中用以代替钎焊一些容易热裂的接头。继而在电子印刷电路上也得到了应用 [27] ，特别是两种线胀系数相差很大的母材的钎焊。
图1-17所示为5～15nm（主成分5～8nm）银粒子钎料膏在空气中的DSC和TG分析 [26] 。图1-17a所示为从室温到500℃的加热曲线。在275～300℃有一放热峰，对应的TG曲线上有剧烈的失重，这相当于钎料膏中有机物烧蚀的放热。在约410℃处出现一尖锐的放热峰（注意，图1-17所示的放热方向向下，与通常的方向相反），相当于纳米粒子的瞬间熔化并转化为常态的固态Ag。通常，晶态金属DSC上熔点是很强的吸热峰，而此处纳米粒子的“熔点”却是放热的，说明这个“熔点”根本不是常规意义上的熔点，只是纳米态向常态转化的转变点，此时放出了大量积累的表面能。上述实验完毕以后将试样冷却至室温，再次进行加热过程的DSC和TG分析（见图1-17b），可以见到曲线上完全没有了纳米粒子特性的痕迹。只是加热到962℃时，出现的是晶态银熔点的吸热峰。同时可以看到，在TG曲线上也完全没有质量的变化。
图1-17 银粒子钎料膏在空气中的DSC和TG分析 a）纳米银钎料膏的DSC和TG分析 b）试样冷却后再一轮的DSC和TG分析 Fig.1-17 DSC and TG Curves of the Ag nanopaste analysis in air
图1-17a中左下的照片是第一轮实验完毕后试样的扫描电镜照片，可看到纳米粒子的瞬间熔化所得的只是一种烧结的结构，和常规钎焊时熔态钎料铺展的结构是完全不同的。一次“熔化”就成定型，不可能将其再次熔化，因此，纳米钎料钎焊的实际工艺中需要将钎缝两侧的母材进行施压和较长时间的保温，促其扩散以获得均匀的接头。
熔态的钎料在母材狭缝中作毛细流动并形成钎缝时，钎缝的结构是不均匀的。特别是熔态钎料作较长距离流动时更是这样。对于共晶钎料，因为钎焊温度比共晶点高许多，当熔态钎料一润湿母材，母材就开始迅速溶解，钎料的成分也会向母材纵深渗透，在钎料流动过程中，这种作用就依次沿流动的方向发展。最终的钎缝是钎料流入处宽，终止处窄。图1-18所示为用Al-Si共晶钎料钎焊纯铝时的钎缝结构。钎焊温度为600℃，钎缝流长200mm，6张照片是钎缝上依次截取的部分段落。
当用与母材互溶度小的钎料钎焊时，钎缝两端宽窄不一的现象则并不明显，但常可发现钎料中的高熔点组元留在钎料的流入端，而低熔点的共晶则流至远端 [28] 。
熔化的钎料与母材的互溶度较大时，钎焊过程中将会发现有明显对母材的晶间渗入。对板状母材断面的渗入速度要比板状母材表面的速度快。这显然是由于板材轧制时表面应力和晶粒变形所引起。
钎料作较长距离流动而形成的钎缝有自然的排渣作用，形成的钎缝比较致密，但由于以上已说明的过程，钎缝结构往往是不均匀的。
图1-18 用Al-Si共晶钎料钎焊纯铝时的钎缝结构 Fig.1-18 Fillet structure of aluminum brazed by Al-Si eutectic filler metal
当采用的钎料中的主要成分元素与母材不同而又有金属间化合物生成时，则钎料边流动边生长金属间化合物，典型的例子是用Sn钎焊铜。
钎焊时钎缝往往并不光滑，有时在钎料的流入端留下一个剩余的钎料瘤，有时又会产生一个凹坑，前者称为熔析，后者称为熔蚀。两者产生的根本原因在于钎料的组成和钎焊温度搭配不当。
熔析的现象主要在应用亚共晶钎料时容易发生。图1-19所示为熔析和熔蚀现象的解释。钎料主要成分和母材具有相同的组元B，钎料的第二组元为F，如果钎料的成分为a，工作温度为 T 1 ，此时钎料状态为 a ″，实际存在的是组成为S的固相和组成为 c ′的液相。杠杆原则指出：S- a ″的长度相当于液相 c ′的量，而 a ″- c ′的长度相当于固相S的量，可见此时液相的量多于固相的量。钎焊进行时，液相c′顺着钎缝流走，剩下的是组成为S的固相，而S只有相当于S′的温度时才有可能熔化，它已接近母材B的熔点 T B ，因此注定它将成为一个赘瘤留下，只能用随后的机加工将其除掉。如果一开始工件的温度是 T 2 或高于 T 2 的温度，钎料熔化后其中便不存在固相，钎料流走后则不会有任何高熔点的残余留下。钎料成分越靠近B，上述熔析现象就会越严重。通常钎焊温度总是高于钎料的液相线，即成分为a的亚共晶钎料，其钎焊温度至少要高出 T 2 许多，产生熔析的原因似乎根本不存在，但问题在于工件的升温速度如果较缓慢，当升到 T e ～ T 2 区间而钎料低熔点部分很快流走，这种熔析就会发生。因此使用亚共晶钎料的关键是要快速升温。
熔蚀的发生主要由于钎料成分选择不当、钎焊温度过高以及钎焊停留时间过长。图1-19中 a、c 为亚共晶钎料， e、b 分别为共晶及过共晶钎料。如果钎焊温度为T 2 ，此时 c、e、b 钎料将产生熔蚀。这是由于钎料主要成分B与母材相同，所以钎焊时母材不断熔入液态钎料，液态钎料组成将沿 T 2 →a′线向富B方向移动；组成达到a′后，熔蚀即停止。在 T 2 温度下，只有组成为a的亚共晶钎料才完全不产生熔蚀。其中组成为b的过共晶钎料溶入的母材最多（熔入量由b→a），因此熔蚀也最剧烈。如果温度降到 T 1 ，则熔蚀现象会大大减轻，此时亚共晶钎料c即不产生熔蚀。
实际上钎焊温度高出钎料液相线许多，严格意义上的熔蚀（母材的熔入）是不可避免的。只有比较严重的熔蚀才会给工件带来伤害，例如：已发生较严重熔蚀的液态钎料顺着钎缝流走，则会在放置钎料处留下麻面或凹坑。如果不流走，长时间停留原处，则会在此处与母材互熔，改变焊点母材的成分，使母材变形，甚至熔穿。
图1-19 熔析和熔蚀的解释 Fig.1-19 The interpretation of liquation and erosion
综上所述，因为熔蚀过程只涉及钎料体系的液相线，所以上述分析也适用于判断三元或多元钎料对母材的熔蚀。这可由钎料的组成点与纯B（母材）点间作一多温断面，根据断面的液相线进行类似的推论。
总之，熔蚀的产生在于钎料合金中的第二相（即与母材不同种的另一组元）与母材的互溶度太大、温度太高和钎料在原地停留时间过长所致。
前述也可以看出，亚共晶钎料的熔蚀较小，而过共晶钎料则有较大的熔蚀。因此除在特殊的情况下，一般较少使用过共晶钎料。图1-20所示为600℃钎焊铝时钎料（Al-Si）的组成对钎缝的影响。由于第二相Si的含量不同，在同一温度下（600℃）钎焊，钎缝产生从熔析到熔蚀的不同结果。
图1-20 600℃钎焊铝时钎料（Al-Si）的组成对钎缝的影响 [由左至右钎料w（Si）依次为4%、6%、9%、11%、12.5%、14%、15%] Fig.1-20 Effect of composition of Al-Si filler metal on the fillet during aluminum brazing at 600℃ from left to right：content of Si being 4，6，9，11，12.5，14，15 wt%respectively
为了减少钎焊时钎料的熔化区间，通常总是尽可能选择熔化温度合适的，其成分接近共晶点或连续固溶体最低熔点的合金当作钎料，例如：用Ni-Cr或Ni-Cr-Si共晶；用Cu-Mn、Ni-Mn连续固溶体最低熔点成分钎料合金钎焊不锈钢和高温合金；有时也常用纯金属当钎料，例如用纯铜钎焊碳钢等。为了改善钎料的各种性能，也会在其中添加一些其他少量元素。
如果熔态钎料和母材之间的反应性很弱，钎焊后的钎缝常会存在和钎料本身相同的结构。如果熔态钎料和母材有共同的主组元或液相有较大的互溶度，则视温度的高低和钎焊时间的长短而会出现共晶或亚共晶的钎缝。图1-11所示为一个典型的共晶钎缝。1000℃时用纯银钎焊铜，由于Cu-Ag二元相图是一个双侧带有限固溶体的简单共晶系，Ag于962℃熔化并铺展时，Cu便向液态Ag中溶入，由于晶界处活性较高，Cu的溶解便首先从这里开始，结果往往会留下犬牙状的晶粒边界。图1-11中黑色部分为Cu，白色部分为Ag。显然，钎焊过程持续的时间很合适，Cu溶入的量正好让钎料的成分处于共晶点附近。如果钎焊时间很短，Cu溶入的量不足，白色的部分就会增加，甚至会出现白色云朵状的Ag初晶。
钎料中与母材不同种的第二组元和母材的液态和固态都有较大的互溶度时，最易产生晶间渗透。这时候熔态钎料与固态母材的界面能，比母材多晶体晶界的界面能小，因而最易渗入晶界。最典型的例子是Zn对Al的晶间渗透（见图1-21）。图1-21a所示为纯Zn钎料在铝表面铺展冷凝后形成的晶花，而从它的剖面（见图1-21b）则可看出Zn已深深渗入铝的晶界，形成Zn-Al（α）共晶；与此同时，Zn又由于在Al中的固溶度也很大而渗入铝的晶粒，形成并不均匀的固溶体α。
类似的例子在用Cu-P8钎料钎焊铜，用Ag-Cu27（共晶）钎料钎焊铜或银，用Au钎料钎焊铂或钯时都能看到。这种现象随温度的提升和加热时间的延长而加剧。一个不符合规律的例外是含硼的钎料。硼在液态时能和其他金属互溶，形成共晶和一些金属间化合物，但在固相时硼却几乎不溶入所有的金属，不生成固溶体。按理这种钎料不应有严重的晶间渗透，但由于硼的原子半径只有0.091nm，是固体元素中除C以外最小的，它具有极大的活动性，因此也具有较强的晶间渗透能力。用含硼的镍基钎料在约1200℃钎焊不锈钢或镍合金时，常可看到钎缝周围晶间渗透的现象。
图1-21 Zn向Al的晶间渗透 Fig.1-21 Intercrystalline penetration of liquid Zn into Al
钎料中一个组元如果含量较大又能与母材生成金属间化合物，则在钎缝中会出现这些化合物的特征。如果这些金属间化合物是固液异分的，这些化合物在钎焊条件下（作用时间不过十数秒），常常会呈笋状生长（见图1-13） [19] 。在用纯锡或含Sn量较高的锡合金钎料钎焊铜、银、铁、钴、镍等时，均可看到这种生长方式。但是在温度较低、反应时间较长的情况下，例如超过5min，则化合物往往又会呈扇状生长[29]。
钎料中一个主要成分组元与母材生成固液同分化合物时，这个化合物往往以层状或连片地生长[19]。图1-22所示为用Cu-Sb76钎料在660℃钎焊铜时的界面结构。图1-23所示为Cu-Sb系合金相图。图1-22的下方是母材铜，由于Sb能溶入Cu形成固溶体，在金相照片中可以看到与母材接壤处形成一条颜色稍深的均匀固溶体带α；在固熔体带的上方还可以看到颜色又稍深一些的带，经能谱分析证明，它是以固液同分化合物Cu 3 Sb为主的β相。β相的上方是β相和Sb形成的共晶。由于Cu含量稍过剩，照片显示的是一个亚共晶组织，共晶中点缀有枝状的β相。显然，照片显示的是钎焊条件下的非平衡结构。上述说明固液同分化合物的生长是采取平面层状的方式，这对钎焊来说并不是一个好的现象。
图1-22 用Cu-Sb76钎料在660℃钎焊铜时的界面结构 Fig.1-22 The interface structure as Cu brazed by filler metal Cu-Sb76 at 660℃
用Cu-Sb32共晶合金[w（Sb）=32%]作钎料来钎焊铜合金是一个不错的选择。它于645℃熔化，是一个难得的中温铜钎料。和Cu-P8.3共晶钎料（熔化温度为714℃）很相似，它们分别是由固液同分化合物Cu 3 Sb或Cu 3 P与铜形成的共晶合金。本来这些固液同分化合物很脆，又呈层状，钎焊接头强度会是很差的，但是由于它们在钎焊过程中能与Cu迅速形成组成很宽的固溶体，使化合物层降至极低，甚至消失，这才使得这些钎料合金臻于实用。在另外一些情况下，就不那么好了，例如用含P的钎料钎焊铁合金，用镉基钎料钎焊铜合金，因为它们不能与母材生成组成很宽的固溶体，这时固液同分化合物的脆性便充分显露，使接头的强度很低。
固液同分化合物往往具有独立和完整的晶格，有盐的某些通性，如性脆、导电性差、热导率较纯金属低等，特别在钎焊时常形成层状或连片结构，这就使得在选择钎料时，需要特别注意避免生成这类化合物，除非这些化合物能溶入母材，形成组成很宽的固溶体。
图1-23 Cu-Sb系合金相图 Fig.1-23 Phase diagram of Cu-Sb alloys
在固液异分化合物存在时情况则有很大不同，因为这种化合物生成时，是由一个固相组元（如母材）与液相（钎料）反应生成的，在钎焊时，数十秒内生成的化合物都不是纯相，这就减少了作为纯化合物相的属性。此外，这种化合物生成时或多或少以笋状方式生长，它像钉子一样嵌入钎缝，更增加了钎缝的强度。图1-24所示为用纯Sn钎焊铜丝时Cu 6 Sn 5 （η相）在钎缝中生长的情况。
图1-24 用纯Sn钎焊铜丝时Cu 6 Sn 5 （η相）在钎缝中生长的情况（350℃，10s） Fig.1-24 The growth of Cu 6 Sn 5 （η）phase of two copper wires soldered by pure tin at 350℃for 10s
钎焊过程中熔态钎料与母材的有效润湿主要取决于钎剂的作用。钎焊接头的强度和耐腐蚀性则主要取决于钎料及其与母材的作用和关系。
钎料与母材直接的润湿能力与钎料的本性固然有相当大的关系，但钎焊时与钎剂的作用相比则次要多了。钎剂的概念应该是广泛的，包括熔盐、有机物、活性气体、金属蒸气等，即除母材和钎料外，泛指第三种用来降低母材和钎料界面张力的所有物质。熔态铅在铝母材上无论从相图上或实践上都是难以润湿的，但通过适当钎剂的作用却能使它们完全润湿，但接头的强度和耐腐性是很差的。
钎剂的功能可以分为三部分：一是基质，二是去膜剂，三是界面活性剂 [38] 。有的钎剂可以明显划分出这三项功能部分，如铝钎剂。多数钎剂的功能部分并不能明确划分，但这三项功能确实存在。
基质是钎剂的主要成分，它控制着钎剂的熔化温度。它熔化后覆盖在焊点表面，起隔绝空气的作用，它又是钎剂中其他功能组元的溶剂。为了配合钎料的熔点，钎剂的熔化温度应该比钎料熔化温度低10～30℃。特殊应用情况下，也有使钎剂的熔化温度稍高于钎料熔化温度的。钎剂的熔化温度如过低于钎料，则过早的熔化将使钎剂的成分由于蒸发、与母材作用，特别是钎剂与母材、钎剂与钎料间传质速度的降低等原因，使钎料熔化时钎剂已失去活性。由此可见，调节基体的成分使其熔化温度与钎料熔化温度匹配至关重要。
去膜剂的作用是通过物理化学的过程，除去、破碎或松脱母材的表面膜，使得熔化的钎料能够润湿新鲜的母材表面。界面活性剂的作用是起到进一步降低熔化钎料与母材间的界面张力，使熔化钎料得以在母材表面铺展。
铝钎剂的基体是由碱金属或碱土金属的氯化物构成的，去膜剂由氟离子担当。由于铝氧化膜的除去过程仅仅做到破碎松脱，尽管有基质的覆盖和氟离子的作用，新氧化膜生成的趋势仍然很强，必须以一些重金属离子与母材间的置换反应（传质作用）来降低熔态钎料与母材间的界面张力而达到两者的润湿。此重金属离子即起界面活性剂的作用。在高温钎焊铜合金、铁合金时，常用硼砂（Na 2 B 4 O 7 ·10H 2 O）作为钎剂。它的熔点为742.5℃，有时嫌温度太高而配以B 2 O 3 ，成为二元钎剂，可以获得不同的熔化温度，如图1-25所示[30]。此种钎剂其功能三而合一。硼砂熔化的黏稠液体成为基质。母材表面氧化膜溶于B 2 O 3 ，生成偏硼酸盐而除去（见1.2.4节）。氧化膜的溶解过程即是一传质过程，同时起了降低界面张力的作用。有时为了延长这个传质过程，甚至往硼砂中加氧化剂，如加入高锰酸钾[31]381，使得母材表面价态被抬高而增加向钎剂中的溶解。
图1-25 Na 2 B 4 O 7 -B 2 O 3 相图 [30] Fig.1-25 Na 2 B 4 O 7 -B 2 O 3 Phase diagram[30]
钎剂的选择常视氧化膜的性质而定。偏碱性的氧化膜，例如，Fe、Ni、Cu等的氧化物，常使用酸性的含硼酸酐（B 2 O 3 ）的钎剂；偏酸性的氧化膜，例如，对付铸铁含高SiO 2 的氧化膜，常用含碱性Na 2 CO 3 的钎剂，使得生成易熔的Na 2 SiO 3 而进入熔渣。
在钎焊一些含Cr、Ti、Mo、W等元素的合金钢或耐热钢时，由于这些元素的氧化物是酸性的，而基体元素Fe的氧化物又是偏碱性的，因此常在硼酸酐（B 2 O 3 ）中加入部分强碱性的碱金属或碱土金属的氟化物，使得钎剂具有某种双重性格，显著提高钎剂对付这类合金的活性。为了同时调节钎剂的熔化温度，在850℃以下常添加LiF（m.p.845℃）、NaF（m.p.995℃）或KF（m.p.851℃），而在850℃以上常添加CaF 2 （m.p.1423℃）。
在钎焊一些结构钢、耐蚀钢和耐热钢以及铜、银、金等合金时，如果希望在较低温度下钎焊，则不用上述的氟化物而代之以氟硼酸钾（KBF 4 ）或氟硼酸钠（NaBF 4 ）。表1-2所列的熔盐系常被用来组成各种各样的钎剂。
表1-2 组成硬钎剂有关组元的相关系Table 1-2 Phase relationships of some systems used for brazing fluxes
一些氟化物的气体也常被用作钎剂，它有反应均匀、焊后不留残渣的优点。BF 3 常和N 2 混合使用，在高温下钎焊不锈钢。BF 3 有钢瓶罐装出售。另外一种液体硼酸三甲酯混以BF 3 ，当作火焰钎焊时的气体钎剂使用。当可燃气体例如乙炔或天然气流经特制的罐内的上述混合液体时，由于鼓泡而使可燃气体中富含这种钎剂的蒸气。在火焰中硼酸三甲酯水解为B 2 O 3 。火焰所到之处，工件上即被覆一层极薄的B 2 O 3 熔化膜，既起钎剂的作用，又起保护工件表面不因烧灼而有氧化变色之虞[32]1252。
铝和镁合金是比较难以钎焊的，特别是镁含量高的合金。它们的钎剂主要由氯化物、氟化物和一些重金属离子构成。这类钎剂钎焊后的清洗比较困难，稍有不慎便会引起腐蚀。较大面积的搭接，钎缝中夹渣几乎难以避免，形成蚁窝状的缺陷。它通常不存在联通大气的洞口，如果表面进行机加工，形成了洞口，钎剂则因逐渐吸潮产生膨胀而会破坏接头。近20余年发展起来的所谓Nocolok（no-cor-rosive look）钎剂，因为不溶于水、不吸潮而成为“无腐蚀的钎剂”。这主要是由AlF 3 和KF系中，两个中间化合物K 3 AlF 6 和KAlF 4 共晶熔盐构成。近年来又发展了AlF 3 -CsF和AlF 3 -CsF-KF钎剂 [33] 。含CsF成分的钎剂，特别适合钎焊含Mg量高的铝合金和镁合金，对去除镁氧化膜有特殊的效力。
钛合金钎剂和铝钎剂大体相同，由碱金属、碱土金属的氯化物和氟化物构成，但由于钛的氧化膜更难以破除，其界面活性剂常用活性更高的AgCl和SnCl 2 。
有时需要在较低温度下进行钎焊。在450℃以下钎焊用的钎剂称为软钎剂。软钎剂分为两种：一种是水溶性的，通常由盐酸、ZnCl 2 、SnCl 2 、NH 4 Cl、H 3 PO 3 等多个或单个盐的水溶液构成，活性高，腐蚀性也强，焊后需要清洗，适用于钢、不锈钢、铜合金、镍合金等的钎焊；另一种软钎剂是水不溶性的有机物钎剂，通常以松香或人工树脂为基，加入有机酸、有机胺或其HCl或HBr的盐，以提高溶去膜的能力和活性，为了调节稠度，常以无水酒精或异丙醇作为溶剂，这类钎剂由于腐蚀性小，常在电子工业中钎焊铜及铜合金。铝合金的软钎剂常在有机的羟胺中溶入重金属的氟化物或氟硼酸盐制成，铝钎焊避免使用水溶液钎剂。其他耐热合金，如含Cr、Mo、W合金，Mg合金，Ti合金等在一般条件下都无法用软钎剂钎焊。
钎料的选择原则如下：
1）尽量选择主成分与母材主成分相同的钎料（其理由见1.3.2节）。
2）钎料的液相线要低于母材固相线至少20～30℃。
3）钎料的熔化区间，即该钎料组成的固相线与液相线之温度差要尽可能地小，否则将引起工艺上的困难。温度差过大还易引起溶析或熔蚀。
4）钎料中的某一重要组元应能与母材产生液态互溶、固溶或固液异分化合物的相互作用，从而能够形成牢固的结合。一般情况下，避免选择钎料中某一重要组元与母材形成固液同分化合物的那种钎料（见1.4.3节）。
5）钎料的主要成分与母材的主成分在元素周期表中的位置应当尽量靠近，这样的钎料引起的电化腐蚀较小，即接头的耐腐蚀性好。
6）在钎焊的温度下，钎料的主要成分应具有较高的化学和热稳定性，即具有较低的蒸气压和低的氧化性，以免钎焊过程中钎料成分发生改变。
7）钎料最好具有良好的成形加工性能，以便能制成丝、棒、片、箔、粉等型材。
以上诸条只有少数情况能在一种钎料上得到全面体现，例如用Al-Si共晶钎料钎焊铝母材时，上述的原则就几乎全都具备。多数情况则不能全面做到。这是由于元素的熔点、性能、在周期表上的位置以及和其他元素的相关系（phase relation）都是固定的，无法改变，只有就可能的搭配进行选择。近年来不少文献研究微量添加元素对钎料性能的改性（modification），这也是一种改善钎料性能的重要措施。
以某种金属为主要成分的钎料称为“某”基钎料。纯金属的熔点最高，因此“某”基钎料的熔化温度上限便是这纯金属的熔点，其下限则是其二元或多元合金共晶的温度。任何一个基的钎料都只有一段范围不大的熔化温度区间可供使用。为了适应各个不同母材钎焊的需要和不同的熔化温度区间，生产了不同基的钎料，其熔化温度范围如图1-26所示 [31]364 。
图1-26 各类钎料的熔化温度范围 [31]364 Fig.1-26 Melting temperature range of different filler metals [31]364
能够成为商品的钎料为数不算太多。关于钎料的编号，各国甚至各公司都有不同。我国钎料牌号表示的方法，例如BAg25CuZn，第一字母B表示钎料，其他表示成分，即其成分实际为25Ag-41Cu-34Zn。商品钎料的型号和规格见参考文献 [34] 。
在一些情况下，对钎料的熔化温度和成分有特殊的要求，而现有的商品或常用钎料并不能满足需要，本书的附录D：“实用钎料的成分和熔点或固相线-液相线”可以提供参考。
钎焊时钎料最好在钎剂完全熔化后2～3s即开始熔化，这时最易赶上钎剂的活性高潮。这种时间间隔当然主要取决于钎剂以及钎料本身的熔化温度，也可以通过加热速度来进行一定的调节。快速加热将缩短钎剂和钎料熔化温度的时间间隔，缓慢加热则延长两者的时间间隔。
对升温速度缓慢的工件，钎剂的熔化温度要选择比较接近钎料液相线的温度，升温越慢越应选择钎剂熔化温度靠近钎料液相线的温度。有时甚至略超过钎料液相线的程度。钎剂过早的熔化将使钎料熔化时赶不上钎剂的活性高潮。对熔化温度区间大的钎料，即钎料的固相线和液相线的温度相隔较远，钎焊时需要快速加热，否则开始熔化的低熔部分随钎缝流走而产生溶析（见1.3.4节），留下一个不熔的钎料瘤。这时钎剂开始的熔化温度应当选择较高者，甚至非常接近或略高于钎料的固相线，以推迟钎剂活性高潮到来的时间，从而避免钎料中低熔部分过早地流走。
在钎焊的温度下，钎料与母材的液相互溶度如果很大（见1.3.4节），最忌讳钎料熔化后停在原地久久不动，这时将会产生严重的熔蚀。应当控制钎剂熔化的时间，钎剂的活性高潮应当在钎料熔化时就正好已经到达，使得钎料一熔化就流走。
对于钎剂和钎料熔化温度区间的控制，在炉内钎焊时需要按具体情况调制升温程序。有时需要快速升温时，可以将炉膛烧至高温；甚至采用远高过母材的熔点，送入工件，完成钎焊过程后立即出炉的极端办法。有时工件质量或体积较大，传热需要时间，不能采用极端的办法，则常常通过加快炉内气氛的流动以加速工件的升温。至于火焰钎焊就只有全靠操作者的手艺了。但是基本的原则是只能用火焰加热工件，让热量传导到钎料和钎剂上使其熔化，绝对不能将火焰直接对准钎料和钎剂来加热。
钎焊工艺程序包括如下步骤：
1）工件的表面处理，包括除油污，清除过量的氧化皮，有时还需要进行表面镀覆各种有利于钎焊的金属。
2）装配和固定，以保证工件零件间的相互位置不变。
3）钎料和钎剂位置的最佳配置，使得液态钎料能够在纵横复杂的钎缝中获得最理想的走向。
4）当钎料在工件表面漫流不入钎缝时，有时需在母材上涂以阻流剂，以规范钎料的流向。
5）正确选择钎焊的工艺参数，包括钎焊温度、升温速度、钎缝完成后的保温时间、冷却速度等。
6）钎焊后的清洗，以除去可能引起腐蚀的钎剂残留物或者影响钎缝外形的堆积物。
7）必要时钎缝连同整个工件还要进行焊后镀覆，如镀其他惰性金属保护层、氧化或钝化处理、喷漆等。
以上工序对不同钎焊母材对象是不同的。
钎焊接头的形式各种各样，一般有关钎焊的手册和书籍都有详尽的设计和绘制。归结起来对板材或管材来说只有三种基本钎缝：断面-断面钎缝（如对接）、表面-表面钎缝（如搭接）及断面-表面钎缝（如T接）。实际上具体的钎缝往往并不是单一的。
熔态钎料在钎缝中作直线流动，如果不考虑钎料与母材的本性和相互关系，也不考虑钎剂的功能，钎缝的毛细能力起着很大的作用。毛细能力又与钎缝的类型和钎缝间隙的大小有关。一般来说，间隙小的钎缝比间隙大的钎缝的直线流动性更好。但也不是越小越好，钎缝间隙的最佳值在0.01～0.2mm之间，具体数值视母材的种类而定。较大的钎缝面（搭接面积大）会有更好的承载力。
轧制的板材和拉拔的管材、棒材其断面组织和表面组织有相当的不同。轧制板材的断面结构比较疏松，晶界清晰；轧制或拉拔材料的表面结构则致密光滑，晶粒受应力变形而晶界紧密。钎焊时钎料对断面溶解和渗入程度明显大于对表面溶解和渗入的程度。钎料在表面-表面钎缝中的流动要优于在断面-断面钎缝中的流动。后者有时会看到过量的钎料往钎缝周围母材表面铺展而不流入钎缝。平面对接就是这种情况，常不能形成带圆角的接头。
图1-27所示为钎焊接头的几种基本类型。图1-27a为对接接头，也就是断面-断面的接头。这种接头的钎焊工艺不佳，接头强度也是最差的，优点是可以获得比较平滑的钎焊面。除了钎料和母材结合性能优异以及有特殊的需要以外，一般很少采用这种连接方式。
通常意义上的搭接（见图1-27b），并不只是简单的表面-表面型结构的钎缝，在钎焊接头形成后可以明显看出兼有断面-表面的结构；而T接（见图1-27c）除断面-表面型钎缝外，也还兼有表面-表面型的结构；纯粹表面-表面型的接头只有图1-27中的e和f；而图1-27d在钎缝的后侧还有形成断面-表面型结构的可能。
表面-表面型接头具有较大的搭接面，它具有较大的承载力；但因钎缝断面面积较大，熔态钎料的不规则流动常会使钎缝中夹渣或有空洞，这种情况常以钎料箔夹在钎缝中实行“就地卧倒”的钎焊方法。图1-27c的接头具有相对最小的钎缝断面积，又有断面-表面和表面-表面的混合结构，是钎缝中毛细作用最强者，钎料在钎缝中的流动能力最强。钎料在钎缝中做长距离流动时有自动排渣作用，接头具有最佳的气密性。
图1-27中基本类型的组合或变形组合可以演变出种种的接头，例如，管与板的法兰接头是图1-27c的变形组合；夹层结构或蜂窝结构则是图1-27e的变形组合等。
图1-27 钎焊接头的几种基本类型 Fig.1-27 Some basic types of brazing joints
一切能够使工件按照一定条件升温的热源均可用作钎焊时的加热。例如火焰加热、盐浴加热、金属浴加热、电阻加热、感应加热、电炉加热、气相加热、红外加热、激光加热等。
1）火焰加热是利用可燃气体（包括液体燃料的蒸气）吹以空气或纯氧点燃后的火焰进行加热。它的加热温度范围十分宽阔，从酒精喷灯的数百度到氧乙炔火焰的超过3000℃。火焰有两层结构，外层淡蓝色的冠状焰是氧化焰，燃烧完全、温度最高、富氧，过度加热容易使工件金属表面氧化；内层深蓝色的焰芯是还原焰，温度较低、缺氧、富一氧化碳，能保护金属免于氧化。过度缺氧的火焰呈黄色，富含游离的微粒碳，容易渗碳的金属合金忌用这种火焰加热。可燃气体燃烧产物都是CO 2 和高温水蒸气（氢氧焰只有水蒸气），无论是钎剂还是钎料忌讳高温水蒸气者都应充分考虑这一因素。
2）盐浴加热常称为盐浴钎焊 [32]1286，[34] 。实际上它是将熔化的钎剂作为加热介质。恒温控制，将装配好钎料的工件浸入装满熔态钎剂的槽中，待钎料熔化而完成钎焊。这种方法最大的优点是由于盐槽的热容量很大，工件升温速度极快并且加热十分均匀，特别是钎焊温度可作精密控制，有时甚至可在比母材固相线只低2～3℃的条件下钎焊。此外，除了特殊情况，不需另加钎剂。缺点是焊后清洗工件上残余钎剂十分费事，盐浴蒸气和废水容易引起污染，耗电也十分厉害。
3）金属浴加热实际上是将熔化的钎料当作加热介质。恒温控制，将装配好的工件涂覆钎剂后，浸入熔化钎料的液槽完成钎焊。这种方法最大的优点是能够一次完成大量多种和复杂钎缝的钎焊。缺点是工件表面除非做阻焊处理，否则将全部搪满钎料。工业上某些散热器，如家用热水器中的换热器的钎焊，以及电子工业中的波峰焊均属此类。
4）电阻加热 [28]1268 是利用电流通过钎焊接头产生热量熔化钎料。这种接头需要装配紧密并施加压力，以便电流通过。优点是升温极快；缺点是难以适用于复杂形状的接头。
5）感应加热 [28]1254 是利用高频或中频感应电流加热，由高频或中频发生器输出的电能，经良好匹配的感应线圈输给工件进行加热。这种加热方式和所有加热方式都不同，不是由环境或介质将热量传给工件，而是由感应线圈将高频或工频电能输给金属工件，在工件中感应产生的涡流发热，因而可以说是用一种工件自身发热的方法来熔化钎料并使之铺展。感应钎焊的主要难度在感应线圈（内通冷却水的铜管线圈）的设计和工件间能量传输的匹配。感应钎焊的优点是能量传输集中，升温极快，可以在一个大型的系统上进行局部接头的钎焊。
6）电炉加热，即通常称为炉中钎焊。这是应用最为广泛的一种钎焊方法，用电阻丝或其他加热元件加热炉膛，使在其中的工件得以钎焊加热。炉膛可以设计成各种形式 [35] ，可以实施通入惰性气体或其他活性气体而成为气体保护钎焊或气体钎剂钎焊。可以做成气密的炉膛在真空条件下进行钎焊，还可以做成隧道窑加气氛保护连续钎焊设备 [32]1214，[36] 。
7）其他加热方法，如气相加热（蒸馒头方式） [37] 、红外加热（红外线热源用反射聚光镜集中于焊点） [38] 和激光加热等，这些方法多用于电子工业的软钎焊。
为了防止钎焊过程中产生接头和工件的应力变形，控制工件的升温和冷却速度十分重要。在钎焊之前，应当采用退火材料，不用淬火材料。冷加工过的材料也应先行退火。
升温速度除了1.5.3节所述有调节钎剂和钎料熔化温度区间的作用以外，还与材料的热导率、工件尺寸有关。对那些性质较脆、热导率较低和尺寸较厚的工件不宜升温过快，否则将导致材料的开裂，产生表面与内部的应力差并导致变形等。这是因为除了高频加热以外，工件的加热都是靠环境热源的辐射和对流来进行的。提高升温速度往往靠提高热源的温度来达到，这容易引起工件内外的温度梯度差，从而产生上述的弊病。不过分提高工件环境温度，而加强气氛的对流和循环来加强热传导，以提高升温速度是一种可取的方法，它还可以因此提高加热的均匀性，这是隧道窑加热炉中常采用的一种方法。类似可取的是盐浴钎焊和金属浴钎焊。
冷却速度对钎缝的结构有很大的影响。一般钎焊过程完成以后，快速冷却有利于钎缝中钎料合金结构的细化，从而加强钎缝的各种力学性能。这对于薄壁、传热系数高、韧性强的材料是不成问题的。相反，对那些厚壁、热导率低、性脆的材料，则有和加热速度快时产生的同样弊病。
较慢的冷却速度有利于钎缝结构的匀化，这对一些钎料与母材能生成固溶体的情况时比较突出。例如Cu-P钎料钎焊铜时，较慢的冷却速度使得钎缝中含更多的Cu-P固溶体而较少一些Cu 3 P化合物共晶。
总之，要选择合适的加热或冷却速度，应该综合考虑母材的性质、工件的形状与尺寸、钎料的特点及其与母材的相互作用等条件。
钎焊过程完成以后，在适当的温度下进行保温处理，有时会使钎焊接头组织均匀化而增加接头的强度；但有时处理不当却又会破坏接头的组织，使接头的强度大大降低，甚至自行断裂。
当钎料的主组元和母材相同，而其他组元在母材中有不大的固溶度时，这种钎缝最适宜保温处理。例如，用Al-Si12钎焊铝合金3A21，钎料的熔化温度为577℃，钎焊温度为600℃，焊后在原温度下经历不同保温时间后，钎缝的金相如图1-28所示 [39] 。图1-28a所示为未经保温处理钎缝的金相；图1-28b、c、d分别所示为经过1min、3min和7min保温后的钎缝。可以看出，随着时间的延长，熔态共晶钎料沿晶界的渗入而深化，钎缝弥散变宽，共晶硅有集聚成较大晶粒的倾向。保温7min以后，共晶硅几乎全消失，钎缝组织中只剩下不连续的硅晶粒，金相意义上的钎缝实际已不复存在。这种现象的产生是因为Si在Al中600℃时的固溶度<1%（质量分数），钎料中的Si不可能全部固溶入Al内形成固溶体。此时小的晶粒因表面能大而固溶，较大的晶粒因表面能较小而进一步沉积长大。很明显，具有图1-28d结构的接头其各种性能要优于图1-28a的。
和用Al-Si共晶钎料钎焊铝的情况类似，用Cu-P钎料在800℃钎焊纯铜，保温延长也会观察到类似的现象，不过分散相是Cu 3 P。
母材和钎料之间如果有金属间化合物生成，这个金属间化合物的第一主成分和母材相同，其他的主成分和母材又有一定的固溶度，经过保温处理也会使这个金属间化合物减少乃至消失。
钎料的第一主成分和母材相同，而其他的成分和母材有很大的固溶度时，经保温处理后，随着保温时间的增加，钎缝将会被固溶体不同程度地充满。例如，用H62（Cu62Zn）钎料钎焊铜，并在950℃保温后，即可看到这种情况，钎缝被Cu-Zn富铜固溶体的α相所充满；另外，用Ni75CrSiB钎料钎焊1Cr18Ni9Ti
不锈钢，并在1120℃保温10min后，也看到了类似的现象，此时钎缝中被Ni-Cr-Fe的三元固溶体所充满。
在钎料的主成分和母材的液、固相互溶度都很大的情况下，如果钎焊温度和保温温度较高而时间又较长，常会使钎焊接头和母材受到破坏。用纯金属作钎料而母材又较薄时现象特别突出。例如用Zn钎焊铝，在大于500℃保温；用In钎焊铜，在大于700℃保温；用Cu钎焊镍，在1300℃以上保温；用Ga钎焊铝，大于30℃保温等。在遇到这种情况时，应该尽量降低温度和缩短操作的时间。
以上所述的保温效果，不管是正面的还是负面的，都在于钎料的主成分与母材有必要的固溶度。在钎料和母材间完全没有固溶度的情况下，即使再长时间的保温处理，也不会有结构弥散的现象产生。
图1-28 3A21（LF21）合金中Al-Si共晶钎缝600℃保温时间对显微结构的影响（浸蚀剂：HF+HNO 3 ） a）未保温 b）保温1min c）保温3min d）保温7min Fig.1-28 The effect of duration at 600℃on the microstructure of a 3A21 alloy fillet brazed with Al-Si eutectic filler metal（etched by HF+HNO 3 ）
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