本发明论及陶瓷-金属连接，更具体地论及具有均匀的陶瓷金属化的组合物和特殊递级封接的陶瓷-金属的连接，以生产可接连不断保持品质的、坚固的、抗热的和抗机械冲击的、基本上无疵点的连接面。使用的陶瓷可以是与金属热膨胀系数大不相同的，诸如：氧化铝、氧化锆、氧化铍、高铝红柱石等通常的陶瓷;而且也指石英、金属间化合物、金刚石、硼、石墨、碳、硅和许多其它的碳化物、氮化物、铝化物或硼化物;玻璃、可机加工的玻璃、CORNING公司的商业牌号“VISION”炊具用的玻璃;以及许多金属的表面，特别是诸如：铝、铬、硅、钛或锆等的活性金属，它们经常形成表面氧化物，或金属与周围环境的物质反应的其它表面化合物。

目前陶瓷金属接合方法中存在许多问题。一个严重的问题是要在陶瓷上形成一个均匀的金属层所存在的的困难。例如：取通常使用的重金属工艺过程为例，如钨-氧化钇（W-Y2O3）、W-Fe或Mo-Mn。在这些和许多相似的连接方法中，混合的金属或其它的粉末由于其不同的密度、形状、大小、气孔率和表面平整度，而产生离析。这些离析在任何时间都不断产生：在粉末的混合中、粉末悬浮液的存贮中、粉末悬浮液的使用中、悬浮粉末粒子的沉淀中，以及悬浮液的干燥中。进一步说，这些离析过程发生得如此之快，以至快得实际上无法控制。

一般园形的、重的、大的、光滑的和稠密的粒子首先或较早地在粘合剂或悬浮液介质中沉淀。在沉淀时，这些颗粒滚动或向旁边移动或下落至角落或边缘的倾向较其它性质相同的畸形的、轻的、小的、粗糙的、多孔的粒子为快和更甚。

取在丁基卡必醇乙酸酯加硝化纤维素的有机粘合剂中的W-Y2O3混合粉末为例，其密度分别为19.3、4.5和0.98。这一悬浮液甚至采取摇动、搅拌、滚动碾磨或其它方法完全混合，也将立即趋向离析。更具体地说，由于在W粉末上的重力负浮力，产生的初始沉淀加速度是980.6＊（19.3-0.98）/19.3＝930.8平方厘米/秒，而Y2O3粉末的只是767.0平方厘米/秒。

混合、贮存或运输的瓶子高10cm，贮存了这些金属化粉末的完全混合的悬浮液，假如加速度不变，W粉末的完全沉淀时间只有147ms（毫秒），在涂料刷的尖端，悬浮液液滴直径有0.3cm，这些相同的W粉末的完全沉淀时间只是25.4ms，而在一个厚度为0.1cm的水平涂刷层或喷涂层上，同样的W粉末沉淀时间只有14.7ms。在所有这些情况下，Y2O3粉末的完全沉淀的时间总是930.8/767.0＝1.21的平方根，或长21%。

特别要注意均一加速度下粉末的离析在147至14.7ms内就可完成。这些时间如此之短，说明W-Y2O3粉末的离析超出了人类的控制范围。因此，涂刷或喷涂的混合粉末层总是不均匀的。

要在水平的陶瓷表面上进行金属化，大多数的W粉末立即沉淀出来。因此第一层总是W粒子多而Y2O3少。对目前的金属化温度（高达约1550℃）来说，第一层是难以熔融的，以致陶瓷表面没有充分地或者根本没有金属化。另一方面，最后的沉淀层富有熔融的Y2O3。陶瓷表面同样不适当地金属化，仅仅形成了一层强度弱、抗热或抗热冲击很差的玻璃质层。

因此通常在陶瓷上进行金属化，结果常常是不稳定的和难于控制的。金属化的表面含有具有高含量难熔的重金属成份（如W）的疏松的未金属化疵点，以及由于高含量熔渣产生的不可润湿的疵点。整个的生产过程是要求高的和复杂的，也不是始终如一的。产生的金属-陶瓷结合面或金属上的陶瓷涂层是脆弱的、低产率的、不能保持生产的，而且通常不是真空密闭的或者是不耐热的。

若在垂直的或倾斜的表面涂刷或喷镀，将导致在垂直方向或附加侧向的离 析和分层，使均匀性、再制性和粘接强度更差。

以上只考虑了重力密度对离析的作用，其它影响离析的因素，诸如粉末形状、大小、多孔性、表面粗糙度等同样是重要的。

通常连接工艺的第二个重要问题是缺少控制或甚至了解结合面范围内关于温度、应力、应变分布型式的动态不相匹配和随时间的变化。因此本发明的另一方面是说明动态不匹配的现象，特别是把连接面范围的成份和/或物理性质分布型式分级作出，以使最大的或临界的瞬时不匹配应力都不超过在工艺或使用中该结合面加热或冷却的所有时间内，在结合面范围内的任何点的本身材料强度。

第三个问题是由于对陶瓷-金属连接的界面区域内所需要的微观结构、化学和物理性质的了解所产生。

因此，本发明的一个目的是提供改进的陶瓷-金属连接面和连接方法;

本发明的一个进一步的目的是提供这些连接面的改进的陶瓷金属化的方法;

本发明的主要目的是在连接操作前或在进行中减少在金属化方法中的组份的重力离析;

本发明的另一个主要目的是在连接平面的内部和垂直方向、在连接面范围内特别分级制作成份和/或性质的分布型式，以使其在任何时间和任何点上最大动态的瞬时应力不超过材料的本身强度;

本发明进一步的目的是提供特殊微观设计的最优性能的界面区域，以达到无缺陷的、坚固的、非常强的连接面;

本发明的一个目的是以保护材料无裂缝地涂复金属或陶瓷;

本发明的另一个目的是为生产坚固的、强的、热化学性能稳定的、抗热机械冲击的复合材料提供真正无裂纹的涂复增强层;

本发明的进一步的目的和优点将在说明书中有所叙述。

改进陶瓷-金属粘合强度的方法包括：

提供一均匀的金属化成份;

在陶瓷和金属间采用液体扩散的方法构成一个吸收冲击震动的界面区域，它的微观结构是没有孔隙、掺杂物、微观裂纹和没有过量的动态不匹配的应力/应变和应力梯度。

从下面结合附图的具体说明中可以更清楚的了解本发明及其进一步的目的和特点。

图1  表示混合沉淀粉末的实时监视系统;

图2  表示碳复合材料中在增强碳纤维上的结节粘结点;

图3  表示一个高温陶瓷超导体的通用的粘结方法;

图4  表示粘结界面区域新的微观设计的微观结构;

图5  表示一个安装金刚石或其它宝石的粘接方法。

这里的具体说明仅仅是本发明的基本原则的例证，而许多改进的型式在不脱离本发明的精神和范围也是可行的。也就是说，本发明对改进陶瓷-金属连接面的质量或连接方法，或在陶瓷或金属上涂陶瓷是能普遍应用的。显然，在材料、结构和除了这里特别描述以外的其它方法方面均可被用来实施本发明。

Stokes在1851年首先考虑一种密度为dm，粘度为n的流体介质，给予悬浮在液体中、直径为D、密度为dp的球形质点的阻力R，所得到的方程式为R＝3∏DVn（式中∏＝3.14）。

这个小园球在流体（例如气体或液体）悬浮介质中沉淀时受到一个重力常数为g的重力的作用，作用力是∏D3dpg/6，而向上的浮力，按照阿基米德原理是∏D3dmg/6。因而向下的合力G是∏D3（dp-dm）g/6，它产生向下的加速度a。

当阻力R正好等于净重力g时，加速度等于零，末速度vf为一常量，即：

3∏Dnvf＝∏D3（dp-dm）g/6

因此，末速度vf＝（dp-dm）gD2/18n.stokes定理已证明是一般可靠的。

对于在特定的温度（粘度n）、密度为dm的给定的流体中有一个给定的球（密度dp、质量M），Stokes方程给出一个速度常数：

vc＝vf/D2＝（dp-dm）g/18n

同样，在任何时间t（从静止开始）的速度是：

v＝（1-exp（-Rt/M）＊vf

式中在时间t时的沉淀距离是：

st＝（t-（1-exp（-Rt/M）＊M/R）＊G/R

上述速度方程说明只有经过无限长的时间后，当方程中的指数项变为零和速度减少至v＝vf时，才能达到真正的vf。

按照stokes定理，可以计算出速度常数Vc（1/cm.sec），即20℃的水（dm＝1.0，n＝0.010）中沉淀的金属或氧化物粉末的沉降速度vs。其数值如下（括号内为密度，g/cc）：W（19.35）100，000、Y2O3（5.01）21，900、Fe（7.87）37，400、Mo（10.2）50，100、Mn（7.2）33，800、WO3（7.16）33，600、Fe2O3（5.24）23，100、MoO3（4.692）20，100和MnO2（5，026）21，900。

因此，在W-Y2O3金属化工艺中，由于W粉末重量是Y2O3的3.9倍（19.35/5.01），二个组分的速度常数v′c差一个因子100，000/21，900＝4.6倍。这就是说对于一个给定的大小为D的粉末，W园球的最终沉淀速度常数vf是Y2O3园球的4.6倍。上述这种在重力离析中在速度上的巨大差别以及在沉淀溶液中W颗粒较早减小，造成了不好的金属化结果。

同样也可看出，在混合氧化物工艺中的粉末，例如WO3-Fe2O3，在密度dp上较相同金属的混合颗粒如W-Fe要均匀得多或较少变化。因此，WO3-F2O3工艺对W-Fe工艺的密度和速度常数比率分别为1.366和1.455对2.459和2.674。

同样，在Mo-Mn工艺过程中，各自的氧化物代替金属粉末，其速度常数vc和末速度vf的比率的差别分别从48.2%减到9.0%和19.2%减小到4.2%。另外，当在金属化时，金属颗粒，即W、Fe、Mo、和Mn从它们各自的氧化物中还原时，是小于初始的氧化物粉末。这些小的尺寸进一步促进均匀化和金属化的结果。

因此，假如我们选择并配制尺寸（直径D）比为（33，600/23，100＝1.455）的 平方根，即1.206时的WO3和Fe2O3的球形粉末，这些尺寸比的粉末最终沉淀速率将是完全相同的。也就是说，只要将Fe2O3粉末做得比WO3粉末大20.6%，这样配制的颗粒在20℃的水中，将最终以完全相同的速度进行沉淀。由于最终淀积层的均一组成，此种情况将导致金属化的均一性。

然而只有当经过某沉淀时间ts后，混合粉末经过不同的速度沉淀出一个具体的数量Q时，才出现两种混合粉末的最终沉淀速度vs，对于具体组合的组分粉末而言，可以从经过沉淀时间ts后遗留下的材料计算出沉淀量Q和材料的使用效率。在ts到达前已经沉淀出的材料量是预先沉淀的距离st乘以初始的材料密度。但是已经沉淀的材料并没有丢失，因为它们可以在以后的金属化操作中再循环和再利用。

按照这种方法，例如在共沉降的W和Fe、Mo和Mn、Wo3和Fe2O3、MoO3和MnO2粉末间的重力离析减小了。当然，若各自的速度百分比v或有用的粉末的大小的差别s越小，在一个具体的混合粉末的组合中的材料使用效率相对地也越低。工程上的综合考虑必将因而受到影响。

可以看出，流体悬浮介质既可以是气体也可以是液体。液体可以是在室温下粘度完全不变的水、酒精、其它无机的或有机液体。粘度变化的液体也同样可以使用，例如：包含聚合物和硬化剂的聚合有机物质，在蒸发溶剂如卡必醇乙酸丁酯中的硝化纤维素，或用迅速蒸发的丙酮稀释的DUCO胶合剂，以获得迅速增加的粘度n。如上所述，沉淀粉末的速度常数与其粘度成反比。就一切情况而论，由于聚合或溶剂的蒸发促使粘度增加，故为达到接近相同的沉淀速度的开始时间缩短。随着粘度增加，两种不同密度的混合粉末的沉淀速度的绝对差别（cm/sec）变小，可更早地达到几乎相同的条件。图1描述的实时监视系统流程图是有用的。但是几乎同样沉淀的混合粉末必须在更进一步产生聚合或蒸发前迅速地使用。

显然，上述通过减小沉淀差别以减小重力离析的技术，可以用来控制二种类型以上的不同密度的粉末。

实际上，我们详细说明了混合颗粒的二种沉淀速度是在某一事先规定的百分比内。如相互为20或10%。但重力离析还是减小了。自然，速度差△V或使用粉末大小的差别△S的各自的百分比越小，在一个具体的混合粉末结合中的材料使用效率也越低。工程上的综合考虑必将受到影响。

采用重复迭代或计算机模拟，可以系统地确定具有最优组合的金属化均匀度和材料使用效率的最佳配制的粉末金属化工艺过程。基于这些原则，可以开发出用以控制大小比率化的混合粉末开始以近乎相等的最终沉淀速度vf沉淀成金属化层的启动时间的方法和设备。

图1  表示的实时监视沉淀颗粒的系统是用来测定收集用于金属化的剩余的或仍旧未沉淀的混合颗粒的开始时间，这一系统有一垂直的沉淀园筒10。接近园筒10底部在二个不同的高度安置了二对光线发射体11和探测器12。发射体在垂直园筒10的一面，探测器在相反的一面。颗粒通过发射体/探测器的顶部或底部的时间决定被监测的颗粒的大小或类型，通过颗粒穿过高度间的垂直距离d就可给出它们的速度。当两种类型（和大小）粉末的沉淀速度是在一个特定的百分比内，一个滑动的往复阀14就移动，以挡住往复阀上面的近乎相等的沉淀速度的剩余的或没有沉淀的混合粉末。这些悬浮的没有沉淀的混合粉末与已沉淀的粉末分离并由阀门排出用来金属化。

实用的金属化的成分，包括通常使用的W∶Fe或Mo∶Mn体系，包含重量百分比10-30%的Fe或Mn，或它们的衍生物WO3Fe2O3、MoO3∶MnO2以及其它非氧化物体系。从元素W、Mo、Fe、Mn、O、Cl、F、I、Br...或原子团NO3、SO4....的原子或分子重量，重金属W或Mo和其它铜焊料和可降低熔化温度的金属诸如Cu、Zn、Pb、Sn、Bi、Fe、Mn、Ag、Au、In...，它们的用作糊剂、悬浮液或溶液的金属化组合物可以快速地测定。一般说来，本发明在这些组合物中采用10至40重量百分率的铜焊金属比90至60百分率的重金属的相同比率。

有其它的方法可获得在一个流体悬浮介质中有不同密度的、至少有两种类型的金属化材料的大致不变的化学成份。一种方法是使二种型式的材料从大体 不变的化学成分的悬浮液介质得到，从而获得均匀的、可再现的金属化效果。例如，二种类型的材料可以集合成实际上完整的和不可分离的形式，诸如将材料熔合成结合的合金形式，或者将一种类型的材料的颗粒的内表面和/或外表面涂复以其它材料构成结合成整体的涂复粉末。

因此，钨颗粒可以被铁融合或涂层以构成整体的或不可分离的W-Fe粉末。同样，钼粉末可以用锰融合或涂层以构成整体的不可分割的Mo-Mn粉末。

另一种减小离析的方法是：将单个助熔剂材料（例如MgO、Y2O3）或铜焊钎料（例如Cu、CuO、Zn、ZnO）、共金属化（例如Mn或MnO2与Mo，Fe、或Fe2O3和W）处于W和/或Mo化合物的水溶液或其它溶液中，如可溶于水的钼酸钠或钨酸钠，或MoO3或WO3，它可溶于热水，尤其是有NH4OH存在的情况下。这里溶液是沉淀介质自身，而悬浮粉末只是单一型式而不能离析。Cu、Zn、Fe、Mo....等化合物的溶液与W、Mo、WO3或MoO3粉末合起来使用也可达到相同的结果。

完全除去了重力的离析，溶液金属化是理想的工艺。许多钼和钨的化合物是可溶于水、酒精、酸或碱。例如MoO3是可溶于热水或含氨的水中。铁、锰、镍、锑、铅、锡、铜、锌和铋的氧化物、氯化物、硝酸盐、硫酸盐、卤化物和其它化合物也同样是可溶的。W/Mo混合物和其它溶液可以配合成适当的成份用作各种陶瓷的金属化。使用诸如镍、铅、锡、锌和铜的卤化物等化合物溶液使这些金属化合物在氢或氮/氢保护气氛中还原以供给钎接金属。于是在单一工艺步骤中，完全的金属化、钎接和粘接是可能的。

应用溶液方法金属化Corning  Glasss公司可机加工玻璃陶瓷MACOR的一个困难是允许的金属化的温度较低，约为950℃。金属化化合物的可溶性同样是限制的因素。还有许多可能的金属化化合物是可溶的或至少是部分可溶的。例如氯化锌和钼酸钠在100cc的冷水中分别溶解到432和65克。这样的复合溶液可以过滤掉固体的颗粒并用来金属化各种陶瓷。

有效的W/Mo基体的金属化化合物包括：X（X＝W或Mo），XO3、Na2XO4、K2XO4、Li2XO4和XH（H＝F、Br、Cl和I），有效的钎接金属化化合物包括：许多 YNO3、YH（Y＝CU、Ag、Au、Zn、In、Fe、Ni、Mn、Ga、Sn、Pb、Cd、Tl....和H＝F、Br、Cl和I）。这些化合物中许多可以溶于水、酒精和其它溶剂，因而也可以被用来制做金属化溶液。知道了元素的原子量，就可以立即计算在这些化合物中金属化的W或Mo或钎接金属的重量（克）。

加工不相同的材料连接面的另一个重要问题是有关热应力和热应变不匹配的问题。在任何陶瓷-金属连接面，或用于这种事情的任何二个不相同材料的连接，通常它们的热机械特性、特别是热膨胀系数的匹配或不匹配是极端重要的。由于热膨胀的这些不匹配，产生了热应力。

甚至热机械特性的不匹配同样产生其它的热机械不匹配应力和应变。这些不匹配应力和应变的大小决定连接面失败的几率。

一般地说，按照Hagy和Ritland的论文“在玻璃-金属封焊中的粘性流动”，J.Amer.Ceram.Soc.，Vol.40，pp.58-62，1957。在100ppm（百万分之几）之内热膨胀不匹配的差异考虑是允许的。当连接面在加热或冷却时，这样的热膨胀系数和差异只是有关静态的或平衡的情况，而不能真正反映动态的或不稳定的情况。然而这种不稳定的情况在连接面的操作时是经常存在的。

和通常使用的静态热膨胀不匹配不同，动态热膨胀不匹配系数不是常量，而是随粘接材料的形状和大小、物理的和表面的性质以及加热或冷却的条件和时间而变化。

可以看出，动态膨胀应变不匹配可能会超过陶瓷材料的屈服点，而动态不匹配应力经常会超过这些同一材料的弯曲甚至综合强度，造成许多陶瓷-金属连接面破坏或造成许多涂层破裂、脱皮、剥落或散裂的原因，是动态的而不是静态的热膨胀不匹配。

应用这种动态不匹配技术，我们已经可以确定最大的或临界的不匹配应力的位置、大小和发生的时间，并采取措施以减小在较弱的陶瓷上的动态不匹配应力，以使陶瓷不再在高应力下破坏。

动态不匹配部分地由于金属和陶瓷的导热率有很大的不同所造成。金属导 热率范围从碲的0.014卡/平方厘米℃秒到银的1.0（同一单位），而陶瓷是从玻璃的0.0018到氧化铍的1.8。

在加热陶瓷-金属连接面时，陶瓷的温度通常较金属显著地滞后，当冷却时则反之。这造成在加热或冷却时在金属和陶瓷中在一个特定时间瞬间产生不同的温度分布型式。温度、应变（即加热时的膨胀或冷却的收缩）和应力（应变乘以杨氏模数）的动态不匹配也就产生了。

取一根与同一直径的金属棒的端部相连接的长陶瓷棒为特例。陶瓷可以是CorningGlasss公司的可机加工玻璃陶瓷MACOR，金属可以是SAE  1010碳钢。连接面在950℃钎接，选择最坏的情况，突然在周围是室温（20℃）的环境中空气冷却。

在长的陶瓷和金属园柱体中单独进行轴向热传导的傅里叶方程是大家都知道的。园柱体热传导问题的解，在许多热传导课本中已经给出，是一个无穷级数，它的每一项是一个Bessel函数和一个指数函数的积。已经编制了园柱体热扩散的数据表和主要的图表，例如可见1961  Gebhart的“热传递”，McGraw-HiJll，New  York。使用这些方程、数据表和主要的图表，可以确定在不同的瞬间在不同的位置（例如在一个园筒体衔接点的径向位置r）的温度分布曲线。从这些分布曲线可以计算出有关的最大瞬间不匹配应力和应变的临界温度分布型式。

将MACOR-金属连接面从钎接冷却到室温描述了一个剧烈的温度变化，因为它涉及了很大的温度范围。表1表示了MACOR和钢各自的温度为um和us，在冷却时间t秒时在一个直径为二英寸的棒形MACOR-钢连接面界面区域中心（r＝0）的逐步温度变化。其它不同直径园棒的表也已经制定了。

在表1中用来计算的数据是：棒的直径D＝2英寸＝5.08cm，棒的半径r＝2.54cm，钢和MACOR的表面热传导系数为0.1/英寸，热扩散系数钢＝0.108平方厘米/秒，MACOR＝0.0054平方厘米/秒，MACOR和钢的初始温度＝950℃，室温＝20℃。

表1中的数据表示了在所讨论的特定情况下MACOR和钢在不同的冷却时间t秒时在轴向中心点（r＝0）的最大温度差，即△u＝um-us。因此，钎接后刚冷却时（t＝0）由于MACOR和钢都在相同的钎接温度950℃，这个差为零。后来，钢棒的冷却比MACOR要快，温度差随着时间t增大，以后温度差又减少。例如在29，900秒（8.3小时）后，两个棒的温度与室温20℃几乎没有什么差别，在空气冷却约1，000秒后达到最大的温度差776℃，产生最大的或临界的动态不匹配应力和应变。

表1：一个二英寸MACOR-钢连接面从950℃冷却到20℃

不稳定热传导的计算

t  u  u  u-u  t  u  u  u-u

0.0  950  950  0

6.0  950  947  3  1200  804  39  765

12.0  949  935  14  1792  731  23  708

23.9  949  901  48  2390  665  22  643

35.8  949  867  82  3580  551  22  528

47.8  948  835  113  4780  456  21  436

59.8  948  804  144  5980  379  21  358

89.6  948  731  217  7170  316  21  296

119  947  665  282  9560  220  21  199

239  935  456  478  12000  155  21  134

358  918  316  703  14300  112  21  91

478  901  220  681  19100  62  20  42

598  884  155  729  23900  39  20  19

717  868  112  756  29900  27  20  7

836  851  82  769  35800  23  20  3

956  835  62  773  41800  21  20  1

作为比较，一英寸直径（r＝1.27cm）的MACOR-钢连接面在轴心点上的最大温度差是727℃，它较早地在冷却440秒后出现。

线性热膨胀系数f定义为单位长度单位摄氏度（1℃）的热膨胀。在有关文献中已指出，它只涉及静止情况。这些系数至少在各自的温度范围内是常数。在这些范围内，它与试样的温度、冷却或加热的速率无关。另外，这些系数不取决于试样的几何形状、大小、扩散率、表面特性、加热或冷却的条件和初始及最终的温度。因此每一个材料至少在一个特定的温度范围内有单一的、唯一的静态膨胀系数。

对于一项给定的材料的静态热收缩（负膨胀）应变e，定义为静态的热膨胀系数乘以冷却的温度范围u，即e＝f＊△u。因此，对于钢棒，这个应变es＝fs＊△us。对于MACOR棒，是em＝fm＊△um。

在平衡的条件下，连接的材料即MACOR和钢，假定处于稳定的热平衡状态，即um＝us。在刚开始冷却时（t＝0），两种材料是在相同的钎接温度u。同样，在冷却中的任何时间t，MACOR和钢的温度冷却范围在静态中总是相同的。因此，

△um＝uo-um＝uo-us＝△us＝△u

在钢和AM..MACOR间静态膨胀不匹配应变为：

△e＝es-em＝（fs-fm）＊△u＝常量＊△u

另一方面，动态热膨胀系数f′和合成的动态不匹配应变e′和应力s′，强烈地取决于连接的材料、几何形状、大小、物理和表面的性质，以及加热和冷却的条件。

从钎接温度为950℃应变为零开始冷却，钢棒的动态应变为：e′s＝fs＊△us，其中△us＝950-us，而MACOR棒为：e′m＝fm＊△um，式中△um＝950-um。

动态不匹配应变的差为：

△e′s＝fs＊△um-f＊△um

在t＝1000秒时动态不匹配应变达到约为0.0123的最大值。如此高的应变甚至超过了连接于MACOR陶瓷的钢的屈服点。

动态热膨胀系数不匹配△f′可将动态不匹配应变e′s-e′m除以平均冷却温度范围△uv＝950-（us+um）/2而计算出。对于从950℃冷却到20℃的2英寸MACOR-钢棒连接面，这一动态系数不匹配仍旧较大地取决于冷却时间t。在冷却时间约90秒后达到最大的变化率29.6ppm/℃，并继续下降到t＝1，000秒时小于5.6ppm/℃。这可以从表1中的数据计算出，超过930℃温度范围整个的动态系数不匹配远远超过了Hagy和Ritland考虑允许的100ppm最大值。

同样可以看到，对于2英寸MACOR-钢棒连接面从950℃冷却到20℃时的动态膨胀系数不匹配△f′＝（Fs′-Fm′）av大于静态或平衡情况、冷却时间t从10到10，000秒时相对应的不匹配的二至五倍。

随着Corning玻璃的不同，MACOR静态地仅仅和少数诸如氧化碲＃4、代用白金、50%镍合金、不锈铬钢、铂、密封金属和钛等少数低膨胀金属或多或少的相匹配。因为动态热膨胀系数不匹配是静态系数不匹配的二到五倍，至少就上面涉及的样品的形状、大小和钎接条件来说，我们必须得出结论是现在MACOR和钢连接面动态地变得全部“不匹配”。

为了近似地计算动态不匹配应力，可以再忽略存在有钎接及金属化层，并使用Timoshenko的研究如下：假定有一单位长度和单位截面积的钢样品和相等长度和截面积的MACOR样品钎接在一起。当从钎接温度950℃冷却到时间t＝t后，钢的温度变为us，△us＝950-us，而MACOR的温度变为um，△um＝950-um。钢样品因而从单位长度收缩到1-fs＊△us，而MACOR收缩到1-fm＊△um。由于fs和△us都比fm和△um为大，故钢比MACOR收缩得更多。为了保持连接面在端部完全成为整体，开始没有应力但是过份收缩的钢必须被连接的MACOR用动态拉应力ss′从长度1-fs＊△us拉长到长度y，而缩短的MACOR必须被钢的动态压缩应 力s′m从长度1-fm＊△um压缩到同一长度y。

因此，钢中的拉伸应力s′s是：

s′s＝Es＊（y-1+fs＊△us）/（1-fs＊△us）

式中Es是钢的杨氏模数，即30，000，000磅/平方英寸，而MACOR的压缩应力s′m是

s′m＝Em（1-fm＊△um-y）/（1-fm＊△um）

式中Em是MACOR的杨氏模数，即5，000，000磅/平方英寸。

显然，ss′＝s′m因此

y＝（（1-fm＊△um）＊Em+（1-fs＊△us））/（Es+Em）

从这些方程，计算了MACOR和钢中相等的动态不匹配应力ss′＝s′m它达到52，800磅/平方英寸，远远超过MACOR的弯曲强度15，000磅/平方英寸或甚至超过其综合强度50，000磅平方英寸。

同样，已经计算出对不同大小园柱形MACOR-钢连接面在不同的径向位置和冷却瞬间的温度、热膨胀系数、热膨胀应变和热不匹配应力等动态或瞬时的差别。动态不匹配应力和应变都是高得出乎意料。因此必须采取措施减少在较弱的陶瓷上的动态不匹配应力，以使陶瓷不再承受高应力。这种减小可以通过如使用一个柔软的、可屈服的、金属的钎接材料来吸收大部分在陶瓷中一般出现的动态不匹配应力来实现。这些措施阻止了特别由于动态不匹配应力而使钎接连接面的失效。

本发明还具体地介绍了为减小或抵销这些高的不匹配应力和应变而采用的下述单独的或组合的方法：

（1）使用一个柔软的、可屈服的金属层以钎接金属化的陶瓷到金属上，从而在钎接层内吸收大部份或主要部份不匹配应力，以使较弱的MACOR或其它的陶瓷不再受高应力的支配，因而阻止了破裂;

（2）径向地分级，或者有控制地或逐渐地变化钎接金属的导热率（或热阻的倒数）、膨胀系数和拉伸强度，以使最大的残余不匹配应力在钎接部分或在下面介绍的吸震界面被吸收后，在任何时间和任何点在陶瓷中不超过本身材料 强度;

（3）轴向地分级，或从陶瓷一边向金属一边有控制的变化钎接层的热膨胀系数以减小在钢和陶瓷部件间直接的力学交互作用;

（4）在陶瓷和金属化层间产生一个韧化的、增强的微观设计的界面区域以吸收热机械冲击;

（5）一个新的实现无裂缝粘接区域的方法。

最主要的两个目标是由提供一个中心是纯铜的芯子、外部是铜合金的环或垫圈的新型复合钎接园盘而达到。纯铜的线性热膨胀系数是16.5ppm/℃，而70铜∶30锌的子弹壳用的黄铜是19.9ppm/℃。此外，退火钎接纯软铜的拉伸强度只是15，000磅/平方英寸，而70∶30子弹壳用的黄铜超过40，000磅/平方英寸，约大于其三倍。

因此，该复合钎接园盘的园盘范围的拉伸强度和热膨胀系数各为中心纯铜核心的2.67倍和1.21倍。在0℃时纯铜的导热率是0.920，而Zn∶Cu为11%和32%各自为0.275和0.260。因此，Zn∶Cu为30%的子弹壳用的黄铜的导热率约为0.261。复合钎接盘外围子弹壳用的黄铜的导热率只是0.261/0.920＝28.4%，或者小于中心纯铜核心的50%或70%。

这些线性热膨胀和拉伸特性的结合达到了需要的结果。在一个陶瓷-钢连接面，最大的或临界的瞬时不匹配温度、动态膨胀不匹配和热应变、热应力在界面区域的轴心产生。因此得到了在核心区域完全柔软的、退火钎接的纯铜。这种铜的屈服强度小于陶瓷的破裂强度，是很容易屈服以吸收大量或大多数动态不匹配热应变和应力。纯铜同样有比较低的热膨胀以便在重要的区域减少这些不匹配的影响。另外，纯铜是一个良好的热导体，平衡了钢-MACOR连接面在中心和其外部及边界的温度，因此更减小了不匹配应变和应力。

另一方面，钎接园盘周界区域是用热膨胀比较高、但热传导低的黄铜制造。在这些周界区域，不匹配的温度差相对较小。甚至有希望在大面积周界区域有较高的拉伸强度以增强连接面的强度。

这一复合钎接园盘的设计提供了钎接成份、热膨胀系数、钎接强度和导热率等的所需的径向分级制作的型式，以克服或减小临界动态不匹配应力。

例如复合钎接盘可以用冶金复盖或机械压制成形一个在环圈内的球或盘，至少是二个同心管子或其它不同材料的组合。

在钎接材料的制造、钎接的作业或特殊的前-或后钎接热处理中，元素的相互间内部扩散可以在钎接盘中改变或提供任何适当的成份分布型式，以达到所希望的分级加工的效果。

假如所有这些方法仍然不足以制止动态热不匹配的失效，可以增加轴向元素的分级或急速的成份变化。一种方法是在钢和铜钎接间居间的放置如氧化碲＃4、代用合金、50%镍合金、不锈铬钢、铂、密封金属和钛等低膨胀的金属。在这种方法中，陶瓷MACOR与高膨胀的钢机械地被隔开。所希望的元素分布型式可以通过受控制的扩散来达到。

有经验的人自然可以选择其它诸如金、银、锡、铅、铟、锌、甚至钢或镍等易屈服的金属或其它的材料以替代铜，并选择其它化学元素以取代以铜加强的锌。合成的新合金自然在成份、强度、扩散性、导热率、熔化或软化点和其它的性质上是不相同的。

除了达到金属化的均匀度和最小的不匹配应力外，也找到了为在陶瓷和金属化层间的粘接界面区域达到所希望的化学成份、微观结构和机械性质的微观设计。仅仅如通常所作的那样完善界面的表面，则不足以产生可经受上述不可避免的、严峻的不匹配应力和应变而产生牢固的和可靠的连接面。

已经研究出不同的物理的、化学的和电的金属化或薄膜形成的方法，它们各有其独特的优点。例如有的是原子级的精确;有的为了较好的附着，彻底地净化基体表面;有的产生晶体外延，这对半导体和其它器件是必需的;有的导致急速冷却和极细的粒度，能有效地增强机械性质，例如增大了杨氏模数;还有的是在低温下完成，以避免不希望有的热效应，但是都没有有效地论及热不匹配应力及应变的临界问题。

对于最大程度地抗冲击的连接面或金属化层，本人发现在陶瓷和金属化层间完全需要有一个精心地微观设计的界面层。设计这界面层用来吸收经常存在的不匹配应力和应变的主要部分。本发明的许多独特的陶瓷金属化工艺持续时间超过20分钟，包括了直接或间接含有MoO3的液体形成层，MoO3在801℃熔化，但可以通过与如ZnO或PbO等其它金属化合物熔合而进一步减低温度。液体的扩散系数是快的，其扩散系数D1＝1E-4到1E-5cm2/秒。t＝20分的工艺给出扩散长度为平方根（D1＊t）＝0.35到0.11厘米。另外，形成了分级成分、微观结构和机械性质的扩散界面层，它能较大地吸收冲击。

相反，大多数传统的涂层工艺只包括固态的扩散。固态扩散是很慢的，它的扩散系数为Ds＝1E-10到1E-20。就是用了按照相同的工艺或扩散时间t（这些工艺是不可能的），扩散长度只有3.2微米到3.2埃（ ），小于本发明者的液体扩散情况的几个数量级。因此不匹配应力梯度相应的更陡峭。

等离子喷镀包含了迅速移动的液体小滴。这些温度极高的小滴以极高的速度碰击基材，导致在毫秒的液体停留时间急速冷却。结果产生的扩散长度较本发明者的金属化或金属化钎接情况要短三个以上的数量级。急速冷却给出非常细的颗粒，具有较高的弹性模量，实际上增大了不匹配的应力。同时超热液体颗粒在传送时形成了氧化物、氮化物或其它表面层，妨碍了颗粒间完全的粘接，激光、电子和一些其它增强涂层工艺的高能束，也会引起急速冷却和固态扩散的情况。

本发明者已使用上面的金属化和粘接工艺，用纯铜钎接料将许多陶瓷连接到金属上，而不必采用任何外部的压力迫使连接部件结合在一起。一个典型的金属化方法包括使用一个诸如悬浮或糊状的WO3-Fe2O3或MoO2-MnO2的金属化化合物的混合物涂到陶瓷上，加热5-25分钟但不加压，使被涂复的陶瓷的温度到800-1500℃。重金属W或Mo及Fe或Mn比率在从化合物还原后，它的比率在9∶1到6∶4之间。这一金属化将与铜或其合金的钎接同时进行或随后进行。所希望的金属化气氛最好是氢或含10-40%体积的氢的成形气体。

金属化的温度和时间取决于其它的因素。例如金刚石的金属化不能高于900℃，石墨纤维处理时也不高于750℃。在这两种情况中，诸如含有CH4或丙烷的渗碳气体可用以阻止碳的过多损失。

这里所叙述的已采用本人的W/Mo基的金属化方法粘接的陶瓷包括氧化铝、氧化锆、碳化硅、氧化铍、氧化钇、石墨、石英、硅、富铝红柱石、堇青石、CORNING公司的MACOR和高温煮具用的玻璃、金刚石、压电陶瓷、和123高温超导体。对连接面可用的结构金属包括铜、镍、不锈钢、高镍或钴铁合金、或者甚至是非常不匹配的普通的冷轧SAE1010碳钢。因此，这些连接的金属可以在连接面被用作为更高熔点的金属的钎接金属本身。即使在陶瓷和碳钢间不匹配，以纯铜钎接的结构连接面可在980℃和冰水间进行重复的热循环，接着在地毯上、木块上、甚至在大理石地板上进行8-10英尺高处跌落试验而不破裂。

这些结果表明，采用本发明的改进的工艺是可以制造低成本、“不匹配”的陶瓷/金属、碳-金属、陶瓷-陶瓷、或陶瓷-石墨连接面，这些连接面机械强度高并能抗热冲击;因而粘接工艺就不需要对具体的材料的组合和热冲击的要求作更多的改进;而这些连接面在粘接和热机械冲击后没有产生引起破裂的微孔、微细的裂缝、夹渣、不均匀性和其它缺陷。每一个冲击将按缺陷数的指数关系增加，并使连接面失效。这些尤其包括金属化层的连接面，与某些论文中提出的用昂贵的代价开发的陶瓷-金属连接面或陶瓷材料相比较是有利的。

请注意本发明的新连接面只使用薄的钨/钼层，而不是块状的，通常也不包含其它战略的和昂贵的诸如镍、钴、铬、金、铂等金属。金属化层粘附地连接到陶瓷上。在这一金属化层上，可以钎接或形成坚韧的、保护性的金属或陶瓷层以阻止剥落、脱皮和热机械冲击。对涂层材料的适当选择，也可以改进在这些涂层上的腐蚀、磨损或摩擦性能。包括将石墨、云母或MoS2粉末化学地粘接在铜、黄铜、镍、钢或铸钢上，可以做成固体的润滑系统。同样，具有改进的强度和抗氧化的碳-碳复合材料也是可以制造的。先进化学粘接的金属间化合物和材料（钛或铪的碳化物和钛或镍的铝化物）也是可以制造的。W/Mo基 的金属化合物几乎同万能的高温粘接剂或密封胶一样，对陶瓷或金属是有用的。

甚至可能在连接的材料间只留下金属化的钼和/或钨而没有任何钎接金属层，连接面的工作温度于是通常就被金属化层的熔点所限制。

本发明在陶瓷或石墨上的陶瓷-金属连接面或金属化层的无裂缝和缺陷的性质对于在陶瓷、金属或石墨间坚固的、抗疲劳的、安全的、易有润湿的和热机械稳定的涂层或连接是特别重要的。一根金属化的或涂层的石墨纤维不允许单个针孔或细微的裂缝，因为氧气将穿透入内并破坏纤维。金属上的陶瓷涂层当暴露在化学活性的高强度的离子或等离子体中、高温或其它的极端环境中也不能有缺陷。因而诸如Pt、Os和pd等高熔点的贵金属和诸如Cr、Al、Ni等抗氧化金属涂复于金属化层是有益的，或在一步金属化涂层工艺中用金属化-钎接组合物同时形成。诸如金、铜、镁、钛、锆等较少防护性的金属同样可以被涂敷于金属化层（与其同时形成），随后用电解、非电镀或喷镀法用上面指出的抗氧化金属层涂层进行氧化保护。

另外，金属化或金属化/钎接层有良好的润湿特性。进一步说，金属化或金属化/钎接层渗入和密封了所有表面的气孔、细微裂缝或其它疵点以加强在粘接区域的陶瓷。一个厚的（超过100微米厚）金属层进一步加强了易脆的陶瓷。石墨或碳的纤维或颗粒不仅可以抗氧化，而且表面坚韧、不是易脆的。

用本发明者的最多到20微米厚的金属化/钎接涂层膜，直径为0.5到50至200微米的陶瓷、硼、石墨、金刚石或玻璃粉末也适合用作专门的粒子增强的复合材料。当压制和烧结这些涂复金属的颗粒至适当密度和机械性质时，可以得到特殊隔音的或其它的阻尼材料。

蓝宝石、石英、氧化铝或氧化锆的管子紧密地真空封接到铌、钽或其它陶瓷管子上，对用于超过1300℃或1500℃的电子空腔谐振器或光学窗上是适用的。本发明者的粘接方法同样能避免通常的烧结料焊封，因该烧结料焊封物较弱、易污染、不耐久、恶化组分的电光学性质和其它在操作中的不可靠性的缺 点。

无疵点或无裂缝的涂层或粘接也需包括危险的材料并应用来替代几乎常常有气泡、氧化物的夹渣、离析晶格、严重的剩余应力、脆弱的晶粒边界或其它有缺陷的焊接。

生产先进的复合材料时，在陶瓷、石墨、金刚石和诸如钽、锆、铝或不锈钢的活性金属上的金属化层的坚固的、无缺陷的和抗热机械冲击的性质是特别重要的。这里，增强纤维、颗粒、片材或陶瓷、石墨、硼、铝或锆的氧化物的二维或三维编织物;Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo或W等的碳化物或氮化物;碳或氮的硼化物;硅化物、铝化物、其它的金属互化物;金刚石;和金属等不仅是完全可润湿，而且可粘接到金属、陶瓷、碳、硼化物、氮化物、碳化物、金刚石等基材上好的界面粘接强度，如以20%体积的石墨、SiC或Si3N4纤维或颗粒加在6061型铝、氧化铝或氧化锆中，可允许载荷在基材和增加强颗粒、纤维或织物间发生转移，从而给出最大的特殊模数和强度。这些在界面无缺陷的粘接可防止脱粘接并在增强部件间或在其内或沿着它作理想的载荷转移，从而以最低的成本达到最佳的强度、产量和生产率。

使用高熔点的诸如铍、铬、钴、铪、铱;铁、镁、镍、铌、锇;钯、铂、镤、铼、铑;钌、钐、钪、硅、钽;钍、钛、铀、钒、钇和锆等金属代替柔软的、可屈服的钎接金属纯铜（熔点1083℃）、银（961.9℃）、金（1064.4℃）、锡（232.0℃）、锌（419.6℃）、铅（327.5℃）、锑（630.5℃）、镉（320.9℃）、铝（660.4℃）、镁（648.8℃）、镓（29.8℃）、铟（156.4℃）、铊（303.5℃）、铋（271.3℃）....等及其合金，连接面的允许操作温度升高到接近它们各自的熔点1278、1857、1495、2227、2410;1535、1244、1455、2468、2700;1554、1772、3000、3180、1966;2310、1300、1541、1430、2996;1800、1660、1130、1890、1522和1852℃。

当钼用作金属化层和锇、铼、铂、镤和钯的钎接层一起使用时，钼的熔点为2810℃而不是钎接层的温度，这通常限制了连接面实用的温度。同样， 当钨（熔点3410℃）和碳（熔点3650℃）被各自用作金属化层和钎接层，则由低熔点的钨支配。可以生产出多种如SiC、Si3N4、Al2O3、ZrO2、富铝红柱石、堇青石、金刚石、玻璃、石英和其它的陶瓷等的新的、金属化的钎维或颗粒，它可以用作在温度超过1500、2000、2500、3000℃或更高温度的复合材料中的增强材料。

在复合材料中基材-增强材料间的化学反应是重大的问题。在石墨-铝复合材料中，例如石墨增强材料可与基材铝作用形成易碎的碳化铝，在给定的用途上，工艺或其它的操作温度约要高出800℃，因此石墨-铝的界面反应是很严峻的。上面给出的高熔点金属并在石墨上用作金属化/钎接层可降低元素的扩散率和石墨颗粒-（或纤维-）基材界面上的反应。重金属W或Mo和高熔点金属甚至可降低得更多。这是因为元素的扩散率是操作温度与绝对熔化温度的比率的函数，在同一操作温度时，如550℃，铝直接接触石墨的绝对熔化温度比率是（550+273.1）/（660.4+273.1）＝0.882。按照本人的发明，将镍钎接在石墨纤维上，界面反应现在变为镍和石墨间的反应，其比率减小到823.1/（1455+273.1）＝0.476。当石墨纤维用Mo或W金属化，上述比率进一步各自减少到0.267或0.223。在陶瓷增强纤维和颗粒上用各种各样适用的金属化合金（如W-Fe、Mo-Mn、Cr-Ni、Cu-Zn....）作涂复层，这些比率可以有选择地取小于0.6、0.5、0.4、0.3、0.22或甚至更小。这样做，基体-增强材料间的界面化学反应减小了，也减小了复合材料强度的削弱，从而避免了增强材料的脆化或复合材料的破坏。

在陶瓷增强材料和金属基材间的界面化学反应，还可以通过用铬或铝涂复金属化/钎接层而进一步抑制或全部避免。铬、铝和其合金构成了附着的致密的氧化物，它阻止了氧的进一步穿透，防止它到达下面的石墨纤维。这些特殊的金属化的/涂层的石墨或碳纤维在氧或其它氧化气氛中是热机械稳定的。

按照本发明制造的热膨胀系数不匹配的陶瓷-金属连接面，甚至经过重复 的、快速的和严峻的热机械冲击也不破坏。而且，最后强迫的破裂产生在粘接面之外。这表明粘接是没有疵点、细微裂缝、杂质和其它的缺陷。另外，粘接实际上要比较弱的陶瓷部件强。这是因为在金属化时在陶瓷表面上形成的通常从5-50微米厚的液体层有效地密封了表面的凹坑和其它的裂缝。下面将说明金属化的W/Mo组份同样在界面区域通过溶液的强化，或以沉淀颗粒和增强的根、枝或网络的形式形成的微复合物增强结构来增强陶瓷。在许多复合材料中，重量的考虑是关键性的。可以使用在厚度上减少到几个原子层、有或没有任何铜、镍或其它钎接金属的一个很薄的W/Mo基的金属化/钎接层。假如采用液体扩散系数是10E-5平方厘米/秒的话，一个3-30原子层（约10-100埃）的表面液体扩散层的形成只需要10E-9到10E-7秒。对于这样薄的薄层的控制，还可以通过涂敷一薄层含有适当数量的钼酸盐或钨酸盐化合物的金属化溶液来达到。

复合材料的另一个问题是陶瓷、石墨和碳纤维很难完全润湿或粘接到金属、其它陶瓷或者甚至是环氧树脂上。由于这一困难，用这些复合材料制作的飞机或其它运载工具常常在周期循环的热-湿环境下造成结构上的破坏。在毛细管吸力的作用下，复合材料表面的雨水或凝结的水分沿着在石墨或其它陶瓷纤维和环氧树脂、金属或陶瓷基材间的未粘接的或粘接很差的界面区域的微小的通道深深地渗透或吸入。由于空气在不规则取向的一维增强材料内释放出，而在该处随着截留空气被迫从内表面排出，水分就从外表面进入并沿着纤维整个长度自由移动，因此这种渗透就变得更为方便。这样在复合材料结构中回填了水。当环境变冷时，回填的水冻结而膨胀，破坏性地扩大了通道，并使增强材料从基材中进一步脱粘接。重复的注水膨胀循环将破坏复合材料。当一高空飞机在热潮的天气降落时，湿气自动地凝结在非常冷的复合材料的表皮上，并同样地充填了通道。当飞行器再次起飞到同样冻结高度时，充填的水因冻结而膨胀并产生破坏力。降落和高空飞行的多次循环也将破坏复合材料。

用具有或不具有钎接材料的无裂缝的金属化W/Mo基涂料均匀地复盖这些纤 维时，这些涂层和基材间的粘接同样是无裂缝的，因而水不可能渗透。周期地涂复这些纤维21的所有股线沿着其长度方向、在相隔一定的距离d处具有结节状的金属化点22，就将通道分隔为长度为d的小间隔（图2a）。水向复合材料表面内的穿透不可能超过距离d。为了阻止水的深入渗透，把一个二维或三维纤维织物浸渍入W/Mo基金属化溶液或糊剂中，钎接的或不钎接的，而只优先地用金属化化合物涂在纤维的交会处，构成为阻止水的深入穿透所需要的结节（图2b）。结节金属化点的大小可以用调整溶液或糊剂的粘度和/或固体含量来控制。也可加入丙酮、酒精，家用的清洁剂（如Wisk）来控制润湿。

增强石墨或其它陶瓷纤维在复合材料结节处或涂层点的有选择地但完全地粘接，则在纤维间可达到良好的载荷转移，或者甚至沿着金属基材复合材料中的纤维，只使结节间产生有规则的、有控制的非粘接或弱粘接区，这也可导致具有良好的韧度及抗热性和抗冲击性。

本发明中叙述的陶瓷金属化工艺同样允许在具有控制密度和孔隙率的陶瓷的内部表面和外部表面进行钎接或涂层。更明确地说，如多孔的氧化铝、氧化锌、碳化硅、富铝红柱石和堇青石已经可以在内部的微孔、外部的表面或在两者进行金属化。事实上，多孔陶瓷内表面可以用本发明者的工艺100%地金属化。陶瓷过滤器对融化的钢、铝或其它的金属或材料已有很大的用途。但是要完全地相互粘接这些脆弱的和多孔的过滤器陶瓷介质和将它粘接到金属上的困难使得要使用它变得困难、棘手、不可靠，而且常常还是危险的。按照本人的做法，将这些陶瓷过滤器与钢线材或钢板粘接，这些加工的问题都将减少。

氧化铝、氧化锆、碳化硅、氧化钇、富铝红柱石、堇青石、玻璃或其它陶瓷的多级陶瓷过滤器现在可以和相同的或不同的陶瓷或特别细微小孔尺寸的陶瓷粘接在一起，一个在另一个的上面。金属增强的多级过滤器同样可以用以下的方法制造：诸如通过金属的增强来增加强度;应用气体、液体或固体的大小不同的原理用物理方法进行多用途的离析;由碳吸收;铂的催化作用;从粘接的氧化物、氮化物、碳化物中释出或吸收诸如氧、氮、碳的氧化物或氢等气体 把氢化物搀杂或添加到融化的金属或其它材料中;上述气体、液体或固体状态物质的离析;以及其它特殊的操作。

用在汽车、柴油机、发电设备和其它机器上作为空气、气体、油、输送流体和冷却水的陶瓷过滤器已经可以得到。用本人的粘接方法，包括诸如钢、铝等融化金属的各种其它液体的相似的过滤器或催化反应器已能被牢固地连接到碳钢或不锈钢容器的内部或外部和其它金属的、碳的或陶瓷的钩、把手、支架、固定器、突出部、加强器、摩擦接触点或弹簧器件等上面因而可以操作方便，或做成不漏液体的无液体旁通的密封箱。

诸如铂合金等催化材料也可以借助于扩散镀复、钎接、电解的或非电解的镀复涂上基础很好的无疵的金属化层。诸如氧化钇和CaO等活性材料也可以通过可溶的凝胶或受控粉末的填充和烧结来做成多孔的形式，以制成任何所要希望的大小的粉末和填充或烧结密度。这些与金属结构相粘结的反应性陶瓷过滤器，可以在浇注时通过这些过滤器用来除去高品质工具钢中导致脆性的硫。

电加热器可以埋入或外包在多孔的陶瓷过滤器上。周期地启动电子电阻加热，可以烧去留存在陶瓷过滤介质上的物质，使其变为灰尘或气体，从而达到了能够再使用或自净沽的效果。

本发明的粘接方法在不同工业中有许多用途。这些包括陶瓷复合材料、石墨复合材料、金属间的复合材料、金属-基材复合材料、在陶瓷、石墨或金属上涂层、高强度的化学粘接陶瓷和在铁、钢、铜、镍中含有润滑滑石、MoS2或石墨颗粒等的自润滑材料。这些复合材料可以包括在陶瓷、金属间化合物、石墨或金属基材中的陶瓷、金属间化合物、石墨或金属的增强纤维和颗粒。

使用上述金属化方法，可以形成金属化的高熔点金属化化合物并可用作复合材料的基材或增强材料。这些化合物包括：Al、Ba、Be、Ca、Cr、Eu、Gd、La、Mg、Ni、Pu、Ru、Sm、Sc、Si、Th、Ti、U、V、Y和Zr的氧化物;Al、B、Ba、Be、Ca、Hf、Mo、Nb、Si、Ta、Th、Ti、U、V、W和Zr的碳化物;Ba、Ca、Ce、Hf、Mo、Ni、Sr、Ta、Th、Ti、U、V和Zr的硼化物;Ca、Gd、Sr、U 和Y的硫化物;Al、Hf、La、Nb、Nd、Sc、Si、Pr、Pu、Ta、Th、Ti、U、V、Y和Zr的氮化物;和Fe、Ni、Pt、Be和Ti的铝化物。这些化合物中有特殊吸引力的是Si3N4、SiAlON、SiC、Al2O3、富铝红柱石、AlN、B4C、TiB2和BN。

轻的、强固的、坚韧的、可靠结构的Al、Mg、Be、Ti合金也可以复合物形式用操作温度在480℃以上的金属化的石墨、SiC或其它陶瓷增强材料来做成。

陶瓷、碳、金属间化合物或活性金属的粉末同样可以金属化以获得无裂缝的和完全可润湿的表面性质，因而可以形成烧结的粉末压制品或液态金属渗透的复合材料，它具有非常高的强度、密度和导热率。这些金属化的粉末同样可以作为细粒增强材料或增强物而被铸造。这些粉末可以铸造（如用热挤压法）成网形或接近网形，成为复合的结构物或部件。

一个粘接、烧结、纯化、致密、增强和其它改进高温123陶瓷超导体的综合工艺见图3。高温超导体是在90°K以上超导。在这综合的工艺过程中，一层适用的MoO3为基体的混合物31在图3a中铜基材30的选定的地方形成。在许多以Mo为基体的金属化操作中，MoO3是关键的组份。它在801℃熔化，但是与下面这些物质组成低共熔体或化合物，它的融点可以降低或升高到所选择的温度。这些物质包括诸如CuO、BaO、Y2O3及其它的氧化物如AgO、CaO及TlO（氧化铊），甚至由于Ovshinsky的在超导和特殊的载流能力上的有希望的结果，也包括氟化物、氯化物或碘化物，在MoO3基体的涂层上散布YBa2Cu3O7-x粉末32。在这一复合材料上施加一垂直方向温度梯度，使超导体粉末的顶部至少比它的熔点低20-50℃，而MoO3为基体的层的底部是在该混合物的熔点之上。这个混合物层将熔化并向上延伸扫掠扩散（图3a），以获得下面非常有用的结果：

1.将超导体123的底层金属化并粘接到铜基材上;

2.按照Pfann（见局部熔化纯炼法，Wiley，1966）进行温度梯度的局部熔 融以纯化超导体边缘;

3.垂直定向地向上生长柱状晶粒34;

4.晶粒边缘的净化，氧化处理或者卤素搀杂;

5.超导体颗粒的液相烧结，以改进烧结速度、密度、机械强度和材料稳定性，部分也应归于纯化的或搀杂的晶粒边缘，;

6.纯化的、薄的和定向晶粒边缘的高临界电流密度;

7.在超导体膜和基材间的液体扩散的、化学的和机械的分级式的界面层34起缓冲或吸震作用;

8.简单、低成本、单一步骤和可大量生产，又能进行高产量的成膜操作。

在这一特殊的、温度梯度的、综合的生产中，绝大部分杂质将在延伸扫掠区域溶解。这些杂质最后出现在表面并被冻结成一个高杂质的层35。这个高杂质的层可以采用如研磨或用无机酸化学酸洗除去（见图3b）。

其它如Tl2Ba2Ca2Cu3O10和TlCa2Ba3Cu4Ox等高温陶瓷超导体也可以同样用上述方法粘接或处理以改进品质。基材不一定必需纯铜，而可以是铝、镍、铁等其它金属，或者是玻璃、石墨、金刚石。另外，诸如Al2O3、ZrO2、SiC、碳、玻璃、金刚石等其它陶瓷，甚至是金属粉末或单丝纤维也可以同样粘接在金属、陶瓷、玻璃或碳基材上。

除了为超导体应用外，从粘接强度的观点看，在陶瓷-金属连接面上，上述局部熔化的工艺是有害的。这是因为通常具有复合的陶瓷低共熔化合物的最后固化层是脆弱的、易损坏的，并且减少了连接强度。金属化后适当冷却方向应该不是垂直的而是横向的。最后。生成的这一层横向地被清除出接面部位而对接面的强度没有有害的影响。

按照上述提出的方法，本人通过采用具体实际的厚度和更重要的分级组成、热导率和机械性能，精密制造了陶瓷-金属、陶瓷-金属化层，和/或金属化-钎接层，如W/Mo基的金属化层可以是10到20或30微米，它包含5至10微米的分级界面层。上述有效的液体扩散长度可以从5到30微米。这些层是由液 体扩散的方法得到，通常的时间超过五分钟，还可长到一小时。如上所述，Cu、Ni或合金钎接层也可以从化学上、机械上和物理上分级。

另一个重要的界面层的分级是涉及微观结构。许多传统的连接面依赖表面的附着力、脆弱和不完善的化学粘接，或是表面粗糙的机械粘连。具有45度的斜坡或凹谷的粗糙表面，约增加41.4%的面积（图4a）。本发明的一个重要的特点是札根（图4b）、分支（图4c）和生成网络（图4d）的原理。金属化材料41的直线根在金属化或液体迅速扩散的时间阶段沿着陶瓷晶粒边缘40深深地穿透。这些根可以是纤维的形式位于许多边缘的交叉处，或是以片状的形式各自位于二个相邻的陶瓷晶粒间。这些纤维或片状物可以是直的，通常垂直延伸到陶瓷-金属的界面（图4b），也可以随着晶粒的边缘构成分支（图4c）。这些根甚至深深地引伸入晶粒边缘，并转向或弯曲以构成一个局部的或完全的网络（图4d）。这些纤维或片材的形成依赖于金属化温度时这些陶瓷晶粒的金属化化合物的表面能量。穿透的深度也依赖于这些能量，但是首先是金属化温度和时间。

最好，这些渗透的金属化材料在陶瓷材料基材的界面区形成增强材料。这可以选择一个W/Mo基的金属化合物，在金属化温度下与陶瓷构成坚硬的（莫氏硬度超过8-9，而基材莫氏硬度小于7-6）、刚性的和强度高的化合物来得到。有用的化合物包括：PbMoO4、MgWO4、CaMoO4、MnWO4、MnMoO4、以及类似的物质。实际上，本人简单的使用诸如MoO3、WoO3、PbO、CaO.....等纯的初始物质，配制精确的或接近化学计算的、用作金属化成分的组合物，并在高于这些化合物的熔点50-200℃下金属化。通过改变金属化时间，晶粒边缘的增强化合物根据时间平方根的扩散定理渗透到不同的深度。以一种液体扩散的情况为例，扩散系数为10E-5平方厘米/秒，5-60分钟的金属化，扩散长度或渗透深度约0.055到0.19cm。本人还通过改变金属化成分，例如从W-基型到Mo基型，达到了增强颗粒、纤维、片材不同渗透深度的适度的不同的渗透。

因此，使用本人的新的陶瓷-陶瓷或陶瓷-金属连接方法可以生产出新的结构的连接面、涂层或表面，由于其硬度（金刚石、氧化铝、氧化锆）、硬性 和抗磨性（金刚石、氧化锆）或抗腐蚀性（金刚石、碳、氧化铝）、电或热传导性/绝缘性（氧化锆、氧化铍、金刚石、银、不锈钢）、催化活性（铂）和其它的性质或特征，因而具有广泛的用途。

硅的碳化物或氮化物、氧化铝、金刚石和其它切削或研磨材料的工具刀头，可以用本方法金属化并连接到钢的夹具上，以构成切削、钻孔、研磨或其它的加工工具。同样材料的颗粒与W/Mo金属化化合物及铜或镍的钎接合金在一起混合，可铺放在价廉的碳钢板上达0.010到0.250密耳厚，在还原的气体中加热，形成了钢研磨片或研磨块。钎接金属可以很薄，仅仅把研磨的颗粒粘接到钢板上。钎接金属可以具有颗粒大小的95%的厚度。这样可以完全支持并牢固地固定这些粒子，然而仍然可以制成其尖锐的切削刃边。

诸如金刚石、蓝宝石、石英及类似的宝石可以安装到金属的固定器上。由于良好的粘接强度，只需要与固定的金属最小的接触。如图5，金刚石51安装在一根金属细线52的顶端，因而它的整个背面也可以被照射而发光。不同背面的特性（颜色、纹理和反射率）可以立即改变。

上述发明并不只限于以上所提出的具体形式，因为上面提出的这些祗被看作是说明而不是限制。这里介绍的许多优先的具体方案，在不脱离本发明的精神下根据以上的叙述是完全可能的。特别是诸如氧化铝或氧化锆等其它陶瓷，用同一的或改进的金属化成分可用来代替MACOR。因此，本发明只被限于下面附加的权利要求的范围内：