專利名稱：陶瓷-金屬粘接的制作方法
技術領域：
本發明論及陶瓷-金屬連接，更具體地論及具有均勻的陶瓷金屬化的組合物和特殊遞級封接的陶瓷-金屬的連接，以生產可接連不斷保持品質的、堅固的、抗熱的和抗機械沖擊的、基本上無疵點的連接面。使用的陶瓷可以是與金屬熱膨脹系數大不相同的，諸如氧化鋁、氧化鋯、氧化鈹、高鋁紅柱石等通常的陶瓷;而且也指石英、金屬間化合物、金剛石、硼、石墨、碳、硅和許多其它的碳化物、氮化物、鋁化物或硼化物;玻璃、可機加工的玻璃、CORNING公司的商業牌號“VISION”炊具用的玻璃;以及許多金屬的表面，特別是諸如鋁、鉻、硅、鈦或鋯等的活性金屬，它們經常形成表面氧化物，或金屬與周圍環境的物質反應的其它表面化合物。
目前陶瓷金屬接合方法中存在許多問題。一個嚴重的問題是要在陶瓷上形成一個均勻的金屬層所存在的的困難。例如取通常使用的重金屬工藝過程為例，如鎢-氧化釔(W-Y2O3)、W-Fe或Mo-Mn。在這些和許多相似的連接方法中，混合的金屬或其它的粉末由于其不同的密度、形狀、大小、氣孔率和表面平整度，而產生離析。這些離析在任何時間都不斷產生在粉末的混合中、粉末懸浮液的存貯中、粉末懸浮液的使用中、懸浮粉末粒子的沉淀中，以及懸浮液的干燥中。進一步說，這些離析過程發生得如此之快，以至快得實際上無法控制。
一般園形的、重的、大的、光滑的和稠密的粒子首先或較早地在粘合劑或懸浮液介質中沉淀。在沉淀時，這些顆粒滾動或向旁邊移動或下落至角落或邊緣的傾向較其它性質相同的畸形的、輕的、小的、粗糙的、多孔的粒子為快和更甚。
取在丁基卡必醇乙酸酯加硝化纖維素的有機粘合劑中的W-Y2O3混合粉末為例，其密度分別為19.3、4.5和0.98。這一懸浮液甚至采取搖動、攪拌、滾動碾磨或其它方法完全混合，也將立即趨向離析。更具體地說，由于在W粉末上的重力負浮力，產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、貯存或運輸的瓶子高10cm，貯存了這些金屬化粉末的完全混合的懸浮液，假如加速度不變，W粉末的完全沉淀時間只有147ms(毫秒)，在涂料刷的尖端，懸浮液液滴直徑有0.3cm，這些相同的W粉末的完全沉淀時間只是25.4ms，而在一個厚度為0.1cm的水平涂刷層或噴涂層上，同樣的W粉末沉淀時間只有14.7ms。在所有這些情況下，Y2O3粉末的完全沉淀的時間總是930.8/767.0＝1.21的平方根，或長21%。
特別要注意均一加速度下粉末的離析在147至14.7ms內就可完成。這些時間如此之短，說明W-Y2O3粉末的離析超出了人類的控制范圍。因此，涂刷或噴涂的混合粉末層總是不均勻的。
要在水平的陶瓷表面上進行金屬化，大多數的W粉末立即沉淀出來。因此第一層總是W粒子多而Y2O3少。對目前的金屬化溫度(高達約1550℃)來說，第一層是難以熔融的，以致陶瓷表面沒有充分地或者根本沒有金屬化。另一方面，最后的沉淀層富有熔融的Y2O3。陶瓷表面同樣不適當地金屬化，僅僅形成了一層強度弱、抗熱或抗熱沖擊很差的玻璃質層。
因此通常在陶瓷上進行金屬化，結果常常是不穩定的和難于控制的。金屬化的表面含有具有高含量難熔的重金屬成份(如W)的疏松的未金屬化疵點，以及由于高含量熔渣產生的不可潤濕的疵點。整個的生產過程是要求高的和復雜的，也不是始終如一的。產生的金屬-陶瓷結合面或金屬上的陶瓷涂層是脆弱的、低產率的、不能保持生產的，而且通常不是真空密閉的或者是不耐熱的。
若在垂直的或傾斜的表面涂刷或噴鍍，將導致在垂直方向或附加側向的離析和分層，使均勻性、再制性和粘接強度更差。
以上只考慮了重力密度對離析的作用，其它影響離析的因素，諸如粉末形狀、大小、多孔性、表面粗糙度等同樣是重要的。
通常連接工藝的第二個重要問題是缺少控制或甚至了解結合面范圍內關于溫度、應力、應變分布型式的動態不相匹配和隨時間的變化。因此本發明的另一方面是說明動態不匹配的現象，特別是把連接面范圍的成份和/或物理性質分布型式分級作出，以使最大的或臨界的瞬時不匹配應力都不超過在工藝或使用中該結合面加熱或冷卻的所有時間內，在結合面范圍內的任何點的本身材料強度。
第三個問題是由于對陶瓷-金屬連接的界面區域內所需要的微觀結構、化學和物理性質的了解所產生。
因此，本發明的一個目的是提供改進的陶瓷-金屬連接面和連接方法;
本發明的一個進一步的目的是提供這些連接面的改進的陶瓷金屬化的方法;
本發明的主要目的是在連接操作前或在進行中減少在金屬化方法中的組份的重力離析;
本發明的另一個主要目的是在連接平面的內部和垂直方向、在連接面范圍內特別分級制作成份和/或性質的分布型式，以使其在任何時間和任何點上最大動態的瞬時應力不超過材料的本身強度;
本發明進一步的目的是提供特殊微觀設計的最優性能的界面區域，以達到無缺陷的、堅固的、非常強的連接面;
本發明的一個目的是以保護材料無裂縫地涂復金屬或陶瓷;
本發明的另一個目的是為生產堅固的、強的、熱化學性能穩定的、抗熱機械沖擊的復合材料提供真正無裂紋的涂復增強層;
本發明的進一步的目的和優點將在說明書中有所敘述。
改進陶瓷-金屬粘合強度的方法包括
提供一均勻的金屬化成份;
在陶瓷和金屬間采用液體擴散的方法構成一個吸收沖擊震動的界面區域，它的微觀結構是沒有孔隙、摻雜物、微觀裂紋和沒有過量的動態不匹配的應力/應變和應力梯度。
從下面結合附圖的具體說明中可以更清楚的了解本發明及其進一步的目的和特點。
圖1 表示混合沉淀粉末的實時監視系統;
圖2 表示碳復合材料中在增強碳纖維上的結節粘結點;
圖3 表示一個高溫陶瓷超導體的通用的粘結方法;
圖4 表示粘結界面區域新的微觀設計的微觀結構;
圖5 表示一個安裝金剛石或其它寶石的粘接方法。
這里的具體說明僅僅是本發明的基本原則的例證，而許多改進的型式在不脫離本發明的精神和范圍也是可行的。也就是說，本發明對改進陶瓷-金屬連接面的質量或連接方法，或在陶瓷或金屬上涂陶瓷是能普遍應用的。顯然，在材料、結構和除了這里特別描述以外的其它方法方面均可被用來實施本發明。
Stokes在1851年首先考慮一種密度為dm，粘度為n的流體介質，給予懸浮在液體中、直徑為D、密度為dp的球形質點的阻力R，所得到的方程式為R＝3∏DVn(式中∏＝3.14)。
這個小園球在流體(例如氣體或液體)懸浮介質中沉淀時受到一個重力常數為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，它產生向下的加速度a。
當阻力R正好等于凈重力g時，加速度等于零，末速度vf為一常量，即3∏Dnvf＝∏D3(dp-dm)g/6因此，末速度vf＝(dp-dm)gD2/18n.stokes定理已證明是一般可靠的。
對于在特定的溫度(粘度n)、密度為dm的給定的流體中有一個給定的球(密度dp、質量M)，Stokes方程給出一個速度常數
vc＝vf/D2＝(dp-dm)g/18n同樣，在任何時間t(從靜止開始)的速度是v＝(1-exp(-Rt/M)＊vf式中在時間t時的沉淀距離是st＝(t-(1-exp(-Rt/M)＊M/R)＊G/R上述速度方程說明只有經過無限長的時間后，當方程中的指數項變為零和速度減少至v＝vf時，才能達到真正的vf。
按照stokes定理，可以計算出速度常數Vc(1/cm.sec)，即20℃的水(dm＝1.0，n＝0.010)中沉淀的金屬或氧化物粉末的沉降速度vs。其數值如下(括號內為密度，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金屬化工藝中，由于W粉末重量是Y2O3的3.9倍(19.35/5.01)，二個組分的速度常數v′c差一個因子100，000/21，900＝4.6倍。這就是說對于一個給定的大小為D的粉末，W園球的最終沉淀速度常數vf是Y2O3園球的4.6倍。上述這種在重力離析中在速度上的巨大差別以及在沉淀溶液中W顆粒較早減小，造成了不好的金屬化結果。
同樣也可看出，在混合氧化物工藝中的粉末，例如WO3-Fe2O3，在密度dp上較相同金屬的混合顆粒如W-Fe要均勻得多或較少變化。因此，WO3-F2O3工藝對W-Fe工藝的密度和速度常數比率分別為1.366和1.455對2.459和2.674。
同樣，在Mo-Mn工藝過程中，各自的氧化物代替金屬粉末，其速度常數vc和末速度vf的比率的差別分別從48.2%減到9.0%和19.2%減小到4.2%。另外，當在金屬化時，金屬顆粒，即W、Fe、Mo、和Mn從它們各自的氧化物中還原時，是小于初始的氧化物粉末。這些小的尺寸進一步促進均勻化和金屬化的結果。
因此，假如我們選擇并配制尺寸(直徑D)比為(33，600/23，100＝1.455)的平方根，即1.206時的WO3和Fe2O3的球形粉末，這些尺寸比的粉末最終沉淀速率將是完全相同的。也就是說，只要將Fe2O3粉末做得比WO3粉末大20.6%，這樣配制的顆粒在20℃的水中，將最終以完全相同的速度進行沉淀。由于最終淀積層的均一組成，此種情況將導致金屬化的均一性。
然而只有當經過某沉淀時間ts后，混合粉末經過不同的速度沉淀出一個具體的數量Q時，才出現兩種混合粉末的最終沉淀速度vs，對于具體組合的組分粉末而言，可以從經過沉淀時間ts后遺留下的材料計算出沉淀量Q和材料的使用效率。在ts到達前已經沉淀出的材料量是預先沉淀的距離st乘以初始的材料密度。但是已經沉淀的材料并沒有丟失，因為它們可以在以后的金屬化操作中再循環和再利用。
按照這種方法，例如在共沉降的W和Fe、Mo和Mn、Wo3和Fe2O3、MoO3和MnO2粉末間的重力離析減小了。當然，若各自的速度百分比v或有用的粉末的大小的差別s越小，在一個具體的混合粉末的組合中的材料使用效率相對地也越低。工程上的綜合考慮必將因而受到影響。
可以看出，流體懸浮介質既可以是氣體也可以是液體。液體可以是在室溫下粘度完全不變的水、酒精、其它無機的或有機液體。粘度變化的液體也同樣可以使用，例如包含聚合物和硬化劑的聚合有機物質，在蒸發溶劑如卡必醇乙酸丁酯中的硝化纖維素，或用迅速蒸發的丙酮稀釋的DUCO膠合劑，以獲得迅速增加的粘度n。如上所述，沉淀粉末的速度常數與其粘度成反比。就一切情況而論，由于聚合或溶劑的蒸發促使粘度增加，故為達到接近相同的沉淀速度的開始時間縮短。隨著粘度增加，兩種不同密度的混合粉末的沉淀速度的絕對差別(cm/sec)變小，可更早地達到幾乎相同的條件。圖1描述的實時監視系統流程圖是有用的。但是幾乎同樣沉淀的混合粉末必須在更進一步產生聚合或蒸發前迅速地使用。
顯然，上述通過減小沉淀差別以減小重力離析的技術，可以用來控制二種類型以上的不同密度的粉末。
實際上，我們詳細說明了混合顆粒的二種沉淀速度是在某一事先規定的百分比內。如相互為20或10%。但重力離析還是減小了。自然，速度差△V或使用粉末大小的差別△S的各自的百分比越小，在一個具體的混合粉末結合中的材料使用效率也越低。工程上的綜合考慮必將受到影響。
采用重復迭代或計算機模擬，可以系統地確定具有最優組合的金屬化均勻度和材料使用效率的最佳配制的粉末金屬化工藝過程。基于這些原則，可以開發出用以控制大小比率化的混合粉末開始以近乎相等的最終沉淀速度vf沉淀成金屬化層的啟動時間的方法和設備。
圖1 表示的實時監視沉淀顆粒的系統是用來測定收集用于金屬化的剩余的或仍舊未沉淀的混合顆粒的開始時間，這一系統有一垂直的沉淀園筒10。接近園筒10底部在二個不同的高度安置了二對光線發射體11和探測器12。發射體在垂直園筒10的一面，探測器在相反的一面。顆粒通過發射體/探測器的頂部或底部的時間決定被監測的顆粒的大小或類型，通過顆粒穿過高度間的垂直距離d就可給出它們的速度。當兩種類型(和大小)粉末的沉淀速度是在一個特定的百分比內，一個滑動的往復閥14就移動，以擋住往復閥上面的近乎相等的沉淀速度的剩余的或沒有沉淀的混合粉末。這些懸浮的沒有沉淀的混合粉末與已沉淀的粉末分離并由閥門排出用來金屬化。
實用的金屬化的成分，包括通常使用的W∶Fe或Mo∶Mn體系，包含重量百分比10-30%的Fe或Mn，或它們的衍生物WO3Fe2O3、MoO3∶MnO2以及其它非氧化物體系。從元素W、Mo、Fe、Mn、O、Cl、F、I、Br...或原子團NO3、SO4....的原子或分子重量，重金屬W或Mo和其它銅焊料和可降低熔化溫度的金屬諸如Cu、Zn、Pb、Sn、Bi、Fe、Mn、Ag、Au、In...，它們的用作糊劑、懸浮液或溶液的金屬化組合物可以快速地測定。一般說來，本發明在這些組合物中采用10至40重量百分率的銅焊金屬比90至60百分率的重金屬的相同比率。
有其它的方法可獲得在一個流體懸浮介質中有不同密度的、至少有兩種類型的金屬化材料的大致不變的化學成份。一種方法是使二種型式的材料從大體不變的化學成分的懸浮液介質得到，從而獲得均勻的、可再現的金屬化效果。例如，二種類型的材料可以集合成實際上完整的和不可分離的形式，諸如將材料熔合成結合的合金形式，或者將一種類型的材料的顆粒的內表面和/或外表面涂復以其它材料構成結合成整體的涂復粉末。
因此，鎢顆粒可以被鐵融合或涂層以構成整體的或不可分離的W-Fe粉末。同樣，鉬粉末可以用錳融合或涂層以構成整體的不可分割的Mo-Mn粉末。
另一種減小離析的方法是將單個助熔劑材料(例如MgO、Y2O3)或銅焊釬料(例如Cu、CuO、Zn、ZnO)、共金屬化(例如Mn或MnO2與Mo，Fe、或Fe2O3和W)處于W和/或Mo化合物的水溶液或其它溶液中，如可溶于水的鉬酸鈉或鎢酸鈉，或MoO3或WO3，它可溶于熱水，尤其是有NH4OH存在的情況下。這里溶液是沉淀介質自身，而懸浮粉末只是單一型式而不能離析。Cu、Zn、Fe、Mo....等化合物的溶液與W、Mo、WO3或MoO3粉末合起來使用也可達到相同的結果。
完全除去了重力的離析，溶液金屬化是理想的工藝。許多鉬和鎢的化合物是可溶于水、酒精、酸或堿。例如MoO3是可溶于熱水或含氨的水中。鐵、錳、鎳、銻、鉛、錫、銅、鋅和鉍的氧化物、氯化物、硝酸鹽、硫酸鹽、鹵化物和其它化合物也同樣是可溶的。W/Mo混合物和其它溶液可以配合成適當的成份用作各種陶瓷的金屬化。使用諸如鎳、鉛、錫、鋅和銅的鹵化物等化合物溶液使這些金屬化合物在氫或氮/氫保護氣氛中還原以供給釬接金屬。于是在單一工藝步驟中，完全的金屬化、釬接和粘接是可能的。
應用溶液方法金屬化Corning Glasss公司可機加工玻璃陶瓷MACOR的一個困難是允許的金屬化的溫度較低，約為950℃。金屬化化合物的可溶性同樣是限制的因素。還有許多可能的金屬化化合物是可溶的或至少是部分可溶的。例如氯化鋅和鉬酸鈉在100cc的冷水中分別溶解到432和65克。這樣的復合溶液可以過濾掉固體的顆粒并用來金屬化各種陶瓷。
有效的W/Mo基體的金屬化化合物包括X(X＝W或Mo)，XO3、Na2XO4、K2XO4、Li2XO4和XH(H＝F、Br、Cl和I)，有效的釬接金屬化化合物包括許多YNO3、YH(Y＝CU、Ag、Au、Zn、In、Fe、Ni、Mn、Ga、Sn、Pb、Cd、Tl....和H＝F、Br、Cl和I)。這些化合物中許多可以溶于水、酒精和其它溶劑，因而也可以被用來制做金屬化溶液。知道了元素的原子量，就可以立即計算在這些化合物中金屬化的W或Mo或釬接金屬的重量(克)。
加工不相同的材料連接面的另一個重要問題是有關熱應力和熱應變不匹配的問題。在任何陶瓷-金屬連接面，或用于這種事情的任何二個不相同材料的連接，通常它們的熱機械特性、特別是熱膨脹系數的匹配或不匹配是極端重要的。由于熱膨脹的這些不匹配，產生了熱應力。
甚至熱機械特性的不匹配同樣產生其它的熱機械不匹配應力和應變。這些不匹配應力和應變的大小決定連接面失敗的幾率。
一般地說，按照Hagy和Ritland的論文“在玻璃-金屬封焊中的粘性流動”，J.Amer.Ceram.Soc.，Vol.40，pp.58-62，1957。在100ppm(百萬分之幾)之內熱膨脹不匹配的差異考慮是允許的。當連接面在加熱或冷卻時，這樣的熱膨脹系數和差異只是有關靜態的或平衡的情況，而不能真正反映動態的或不穩定的情況。然而這種不穩定的情況在連接面的操作時是經常存在的。
和通常使用的靜態熱膨脹不匹配不同，動態熱膨脹不匹配系數不是常量，而是隨粘接材料的形狀和大小、物理的和表面的性質以及加熱或冷卻的條件和時間而變化。
可以看出，動態膨脹應變不匹配可能會超過陶瓷材料的屈服點，而動態不匹配應力經常會超過這些同一材料的彎曲甚至綜合強度，造成許多陶瓷-金屬連接面破壞或造成許多涂層破裂、脫皮、剝落或散裂的原因，是動態的而不是靜態的熱膨脹不匹配。
應用這種動態不匹配技術，我們已經可以確定最大的或臨界的不匹配應力的位置、大小和發生的時間，并采取措施以減小在較弱的陶瓷上的動態不匹配應力，以使陶瓷不再在高應力下破壞。
動態不匹配部分地由于金屬和陶瓷的導熱率有很大的不同所造成。金屬導熱率范圍從碲的0.014卡/平方厘米℃秒到銀的1.0(同一單位)，而陶瓷是從玻璃的0.0018到氧化鈹的1.8。
在加熱陶瓷-金屬連接面時，陶瓷的溫度通常較金屬顯著地滯后，當冷卻時則反之。這造成在加熱或冷卻時在金屬和陶瓷中在一個特定時間瞬間產生不同的溫度分布型式。溫度、應變(即加熱時的膨脹或冷卻的收縮)和應力(應變乘以楊氏模數)的動態不匹配也就產生了。
取一根與同一直徑的金屬棒的端部相連接的長陶瓷棒為特例。陶瓷可以是CorningGlasss公司的可機加工玻璃陶瓷MACOR，金屬可以是SAE 1010碳鋼。連接面在950℃釬接，選擇最壞的情況，突然在周圍是室溫(20℃)的環境中空氣冷卻。
在長的陶瓷和金屬園柱體中單獨進行軸向熱傳導的傅里葉方程是大家都知道的。園柱體熱傳導問題的解，在許多熱傳導課本中已經給出，是一個無窮級數，它的每一項是一個Bessel函數和一個指數函數的積。已經編制了園柱體熱擴散的數據表和主要的圖表，例如可見1961 Gebhart的“熱傳遞”，McGraw-HiJll，New York。使用這些方程、數據表和主要的圖表，可以確定在不同的瞬間在不同的位置(例如在一個園筒體銜接點的徑向位置r)的溫度分布曲線。從這些分布曲線可以計算出有關的最大瞬間不匹配應力和應變的臨界溫度分布型式。
將MACOR-金屬連接面從釬接冷卻到室溫描述了一個劇烈的溫度變化，因為它涉及了很大的溫度范圍。表1表示了MACOR和鋼各自的溫度為um和us，在冷卻時間t秒時在一個直徑為二英寸的棒形MACOR-鋼連接面界面區域中心(r＝0)的逐步溫度變化。其它不同直徑園棒的表也已經制定了。
在表1中用來計算的數據是棒的直徑D＝2英寸＝5.08cm，棒的半徑r＝2.54cm，鋼和MACOR的表面熱傳導系數為0.1/英寸，熱擴散系數鋼＝0.108平方厘米/秒，MACOR＝0.0054平方厘米/秒，MACOR和鋼的初始溫度＝950℃，室溫＝20℃。
表1中的數據表示了在所討論的特定情況下MACOR和鋼在不同的冷卻時間t秒時在軸向中心點(r＝0)的最大溫度差，即△u＝um-us。因此，釬接后剛冷卻時(t＝0)由于MACOR和鋼都在相同的釬接溫度950℃，這個差為零。后來，鋼棒的冷卻比MACOR要快，溫度差隨著時間t增大，以后溫度差又減少。例如在29，900秒(8.3小時)后，兩個棒的溫度與室溫20℃幾乎沒有什么差別，在空氣冷卻約1，000秒后達到最大的溫度差776℃，產生最大的或臨界的動態不匹配應力和應變。
表1一個二英寸MACOR-鋼連接面從950℃冷卻到20℃不穩定熱傳導的計算t u u u-u t u u u-u0.0 950 950 06.0 950 947 3 1200 804 39 76512.0 949 935 14 1792 731 23 70823.9 949 901 48 2390 665 22 64335.8 949 867 82 3580 551 22 52847.8 948 835 113 4780 456 21 43659.8 948 804 144 5980 379 21 35889.6 948 731 217 7170 316 21 296119 947 665 282 9560 220 21 199239 935 456 478 12000 155 21 134358 918 316 703 14300 112 21 91478 901 220 681 19100 62 20 42598 884 155 729 23900 39 20 19717 868 112 756 29900 27 20 7
836 851 82 769 35800 23 20 3956 835 62 773 41800 21 20 1作為比較，一英寸直徑(r＝1.27cm)的MACOR-鋼連接面在軸心點上的最大溫度差是727℃，它較早地在冷卻440秒后出現。
線性熱膨脹系數f定義為單位長度單位攝氏度(1℃)的熱膨脹。在有關文獻中已指出，它只涉及靜止情況。這些系數至少在各自的溫度范圍內是常數。在這些范圍內，它與試樣的溫度、冷卻或加熱的速率無關。另外，這些系數不取決于試樣的幾何形狀、大小、擴散率、表面特性、加熱或冷卻的條件和初始及最終的溫度。因此每一個材料至少在一個特定的溫度范圍內有單一的、唯一的靜態膨脹系數。
對于一項給定的材料的靜態熱收縮(負膨脹)應變e，定義為靜態的熱膨脹系數乘以冷卻的溫度范圍u，即e＝f＊△u。因此，對于鋼棒，這個應變es＝fs＊△us。對于MACOR棒，是em＝fm＊△um。
在平衡的條件下，連接的材料即MACOR和鋼，假定處于穩定的熱平衡狀態，即um＝us。在剛開始冷卻時(t＝0)，兩種材料是在相同的釬接溫度u。同樣，在冷卻中的任何時間t，MACOR和鋼的溫度冷卻范圍在靜態中總是相同的。因此，△um＝uo-um＝uo-us＝△us＝△u在鋼和AM..MACOR間靜態膨脹不匹配應變為△e＝es-em＝(fs-fm)＊△u＝常量＊△u另一方面，動態熱膨脹系數f′和合成的動態不匹配應變e′和應力s′，強烈地取決于連接的材料、幾何形狀、大小、物理和表面的性質，以及加熱和冷卻的條件。
從釬接溫度為950℃應變為零開始冷卻，鋼棒的動態應變為e′s＝fs＊△us，其中△us＝950-us，而MACOR棒為e′m＝fm＊△um，式中△um＝950-um。
動態不匹配應變的差為△e′s＝fs＊△um-f＊△um在t＝1000秒時動態不匹配應變達到約為0.0123的最大值。如此高的應變甚至超過了連接于MACOR陶瓷的鋼的屈服點。
動態熱膨脹系數不匹配△f′可將動態不匹配應變e′s-e′m除以平均冷卻溫度范圍△uv＝950-(us+um)/2而計算出。對于從950℃冷卻到20℃的2英寸MACOR-鋼棒連接面，這一動態系數不匹配仍舊較大地取決于冷卻時間t。在冷卻時間約90秒后達到最大的變化率29.6ppm/℃，并繼續下降到t＝1，000秒時小于5.6ppm/℃。這可以從表1中的數據計算出，超過930℃溫度范圍整個的動態系數不匹配遠遠超過了Hagy和Ritland考慮允許的100ppm最大值。
同樣可以看到，對于2英寸MACOR-鋼棒連接面從950℃冷卻到20℃時的動態膨脹系數不匹配△f′＝(Fs′-Fm′)av大于靜態或平衡情況、冷卻時間t從10到10，000秒時相對應的不匹配的二至五倍。
隨著Corning玻璃的不同，MACOR靜態地僅僅和少數諸如氧化碲＃4、代用白金、50%鎳合金、不銹鉻鋼、鉑、密封金屬和鈦等少數低膨脹金屬或多或少的相匹配。因為動態熱膨脹系數不匹配是靜態系數不匹配的二到五倍，至少就上面涉及的樣品的形狀、大小和釬接條件來說，我們必須得出結論是現在MACOR和鋼連接面動態地變得全部“不匹配”。
為了近似地計算動態不匹配應力，可以再忽略存在有釬接及金屬化層，并使用Timoshenko的研究如下假定有一單位長度和單位截面積的鋼樣品和相等長度和截面積的MACOR樣品釬接在一起。當從釬接溫度950℃冷卻到時間t＝t后，鋼的溫度變為us，△us＝950-us，而MACOR的溫度變為um，△um＝950-um。鋼樣品因而從單位長度收縮到1-fs＊△us，而MACOR收縮到1-fm＊△um。由于fs和△us都比fm和△um為大，故鋼比MACOR收縮得更多。為了保持連接面在端部完全成為整體，開始沒有應力但是過份收縮的鋼必須被連接的MACOR用動態拉應力ss′從長度1-fs＊△us拉長到長度y，而縮短的MACOR必須被鋼的動態壓縮應力s′m從長度1-fm＊△um壓縮到同一長度y。
因此，鋼中的拉伸應力s′s是s′s＝Es＊(y-1+fs＊△us)/(1-fs＊△us)式中Es是鋼的楊氏模數，即30，000，000磅/平方英寸，而MACOR的壓縮應力s′m是s′m＝Em(1-fm＊△um-y)/(1-fm＊△um)式中Em是MACOR的楊氏模數，即5，000，000磅/平方英寸。
顯然，ss′＝s′m因此y＝((1-fm＊△um)＊Em+(1-fs＊△us))/(Es+Em)從這些方程，計算了MACOR和鋼中相等的動態不匹配應力ss′＝s′m它達到52，800磅/平方英寸，遠遠超過MACOR的彎曲強度15，000磅/平方英寸或甚至超過其綜合強度50，000磅平方英寸。
同樣，已經計算出對不同大小園柱形MACOR-鋼連接面在不同的徑向位置和冷卻瞬間的溫度、熱膨脹系數、熱膨脹應變和熱不匹配應力等動態或瞬時的差別。動態不匹配應力和應變都是高得出乎意料。因此必須采取措施減少在較弱的陶瓷上的動態不匹配應力，以使陶瓷不再承受高應力。這種減小可以通過如使用一個柔軟的、可屈服的、金屬的釬接材料來吸收大部分在陶瓷中一般出現的動態不匹配應力來實現。這些措施阻止了特別由于動態不匹配應力而使釬接連接面的失效。
本發明還具體地介紹了為減小或抵銷這些高的不匹配應力和應變而采用的下述單獨的或組合的方法(1)使用一個柔軟的、可屈服的金屬層以釬接金屬化的陶瓷到金屬上，從而在釬接層內吸收大部份或主要部份不匹配應力，以使較弱的MACOR或其它的陶瓷不再受高應力的支配，因而阻止了破裂;
(2)徑向地分級，或者有控制地或逐漸地變化釬接金屬的導熱率(或熱阻的倒數)、膨脹系數和拉伸強度，以使最大的殘余不匹配應力在釬接部分或在下面介紹的吸震界面被吸收后，在任何時間和任何點在陶瓷中不超過本身材料強度;
(3)軸向地分級，或從陶瓷一邊向金屬一邊有控制的變化釬接層的熱膨脹系數以減小在鋼和陶瓷部件間直接的力學交互作用;
(4)在陶瓷和金屬化層間產生一個韌化的、增強的微觀設計的界面區域以吸收熱機械沖擊;
(5)一個新的實現無裂縫粘接區域的方法。
最主要的兩個目標是由提供一個中心是純銅的芯子、外部是銅合金的環或墊圈的新型復合釬接園盤而達到。純銅的線性熱膨脹系數是16.5ppm/℃，而70銅∶30鋅的子彈殼用的黃銅是19.9ppm/℃。此外，退火釬接純軟銅的拉伸強度只是15，000磅/平方英寸，而70∶30子彈殼用的黃銅超過40，000磅/平方英寸，約大于其三倍。
因此，該復合釬接園盤的園盤范圍的拉伸強度和熱膨脹系數各為中心純銅核心的2.67倍和1.21倍。在0℃時純銅的導熱率是0.920，而Zn∶Cu為11%和32%各自為0.275和0.260。因此，Zn∶Cu為30%的子彈殼用的黃銅的導熱率約為0.261。復合釬接盤外圍子彈殼用的黃銅的導熱率只是0.261/0.920＝28.4%，或者小于中心純銅核心的50%或70%。
這些線性熱膨脹和拉伸特性的結合達到了需要的結果。在一個陶瓷-鋼連接面，最大的或臨界的瞬時不匹配溫度、動態膨脹不匹配和熱應變、熱應力在界面區域的軸心產生。因此得到了在核心區域完全柔軟的、退火釬接的純銅。這種銅的屈服強度小于陶瓷的破裂強度，是很容易屈服以吸收大量或大多數動態不匹配熱應變和應力。純銅同樣有比較低的熱膨脹以便在重要的區域減少這些不匹配的影響。另外，純銅是一個良好的熱導體，平衡了鋼-MACOR連接面在中心和其外部及邊界的溫度，因此更減小了不匹配應變和應力。
另一方面，釬接園盤周界區域是用熱膨脹比較高、但熱傳導低的黃銅制造。在這些周界區域，不匹配的溫度差相對較小。甚至有希望在大面積周界區域有較高的拉伸強度以增強連接面的強度。
這一復合釬接園盤的設計提供了釬接成份、熱膨脹系數、釬接強度和導熱率等的所需的徑向分級制作的型式，以克服或減小臨界動態不匹配應力。
例如復合釬接盤可以用冶金復蓋或機械壓制成形一個在環圈內的球或盤，至少是二個同心管子或其它不同材料的組合。
在釬接材料的制造、釬接的作業或特殊的前-或后釬接熱處理中，元素的相互間內部擴散可以在釬接盤中改變或提供任何適當的成份分布型式，以達到所希望的分級加工的效果。
假如所有這些方法仍然不足以制止動態熱不匹配的失效，可以增加軸向元素的分級或急速的成份變化。一種方法是在鋼和銅釬接間居間的放置如氧化碲＃4、代用合金、50%鎳合金、不銹鉻鋼、鉑、密封金屬和鈦等低膨脹的金屬。在這種方法中，陶瓷MACOR與高膨脹的鋼機械地被隔開。所希望的元素分布型式可以通過受控制的擴散來達到。
有經驗的人自然可以選擇其它諸如金、銀、錫、鉛、銦、鋅、甚至鋼或鎳等易屈服的金屬或其它的材料以替代銅，并選擇其它化學元素以取代以銅加強的鋅。合成的新合金自然在成份、強度、擴散性、導熱率、熔化或軟化點和其它的性質上是不相同的。
除了達到金屬化的均勻度和最小的不匹配應力外，也找到了為在陶瓷和金屬化層間的粘接界面區域達到所希望的化學成份、微觀結構和機械性質的微觀設計。僅僅如通常所作的那樣完善界面的表面，則不足以產生可經受上述不可避免的、嚴峻的不匹配應力和應變而產生牢固的和可靠的連接面。
已經研究出不同的物理的、化學的和電的金屬化或薄膜形成的方法，它們各有其獨特的優點。例如有的是原子級的精確;有的為了較好的附著，徹底地凈化基體表面;有的產生晶體外延，這對半導體和其它器件是必需的;有的導致急速冷卻和極細的粒度，能有效地增強機械性質，例如增大了楊氏模數;還有的是在低溫下完成，以避免不希望有的熱效應，但是都沒有有效地論及熱不匹配應力及應變的臨界問題。
對于最大程度地抗沖擊的連接面或金屬化層，本人發現在陶瓷和金屬化層間完全需要有一個精心地微觀設計的界面層。設計這界面層用來吸收經常存在的不匹配應力和應變的主要部分。本發明的許多獨特的陶瓷金屬化工藝持續時間超過20分鐘，包括了直接或間接含有MoO3的液體形成層，MoO3在801℃熔化，但可以通過與如ZnO或PbO等其它金屬化合物熔合而進一步減低溫度。液體的擴散系數是快的，其擴散系數D1＝1E-4到1E-5cm2/秒。t＝20分的工藝給出擴散長度為平方根(D1＊t)＝0.35到0.11厘米。另外，形成了分級成分、微觀結構和機械性質的擴散界面層，它能較大地吸收沖擊。
相反，大多數傳統的涂層工藝只包括固態的擴散。固態擴散是很慢的，它的擴散系數為Ds＝1E-10到1E-20。就是用了按照相同的工藝或擴散時間t(這些工藝是不可能的)，擴散長度只有3.2微米到3.2埃( )，小于本發明者的液體擴散情況的幾個數量級。因此不匹配應力梯度相應的更陡峭。
等離子噴鍍包含了迅速移動的液體小滴。這些溫度極高的小滴以極高的速度碰擊基材，導致在毫秒的液體停留時間急速冷卻。結果產生的擴散長度較本發明者的金屬化或金屬化釬接情況要短三個以上的數量級。急速冷卻給出非常細的顆粒，具有較高的彈性模量，實際上增大了不匹配的應力。同時超熱液體顆粒在傳送時形成了氧化物、氮化物或其它表面層，妨礙了顆粒間完全的粘接，激光、電子和一些其它增強涂層工藝的高能束，也會引起急速冷卻和固態擴散的情況。
本發明者已使用上面的金屬化和粘接工藝，用純銅釬接料將許多陶瓷連接到金屬上，而不必采用任何外部的壓力迫使連接部件結合在一起。一個典型的金屬化方法包括使用一個諸如懸浮或糊狀的WO3-Fe2O3或MoO2-MnO2的金屬化化合物的混合物涂到陶瓷上，加熱5-25分鐘但不加壓，使被涂復的陶瓷的溫度到800-1500℃。重金屬W或Mo及Fe或Mn比率在從化合物還原后，它的比率在9∶1到6∶4之間。這一金屬化將與銅或其合金的釬接同時進行或隨后進行。所希望的金屬化氣氛最好是氫或含10-40%體積的氫的成形氣體。
金屬化的溫度和時間取決于其它的因素。例如金剛石的金屬化不能高于900℃，石墨纖維處理時也不高于750℃。在這兩種情況中，諸如含有CH4或丙烷的滲碳氣體可用以阻止碳的過多損失。
這里所敘述的已采用本人的W/Mo基的金屬化方法粘接的陶瓷包括氧化鋁、氧化鋯、碳化硅、氧化鈹、氧化釔、石墨、石英、硅、富鋁紅柱石、堇青石、CORNING公司的MACOR和高溫煮具用的玻璃、金剛石、壓電陶瓷、和123高溫超導體。對連接面可用的結構金屬包括銅、鎳、不銹鋼、高鎳或鈷鐵合金、或者甚至是非常不匹配的普通的冷軋SAE1010碳鋼。因此，這些連接的金屬可以在連接面被用作為更高熔點的金屬的釬接金屬本身。即使在陶瓷和碳鋼間不匹配，以純銅釬接的結構連接面可在980℃和冰水間進行重復的熱循環，接著在地毯上、木塊上、甚至在大理石地板上進行8-10英尺高處跌落試驗而不破裂。
這些結果表明，采用本發明的改進的工藝是可以制造低成本、“不匹配”的陶瓷/金屬、碳-金屬、陶瓷-陶瓷、或陶瓷-石墨連接面，這些連接面機械強度高并能抗熱沖擊;因而粘接工藝就不需要對具體的材料的組合和熱沖擊的要求作更多的改進;而這些連接面在粘接和熱機械沖擊后沒有產生引起破裂的微孔、微細的裂縫、夾渣、不均勻性和其它缺陷。每一個沖擊將按缺陷數的指數關系增加，并使連接面失效。這些尤其包括金屬化層的連接面，與某些論文中提出的用昂貴的代價開發的陶瓷-金屬連接面或陶瓷材料相比較是有利的。
請注意本發明的新連接面只使用薄的鎢/鉬層，而不是塊狀的，通常也不包含其它戰略的和昂貴的諸如鎳、鈷、鉻、金、鉑等金屬。金屬化層粘附地連接到陶瓷上。在這一金屬化層上，可以釬接或形成堅韌的、保護性的金屬或陶瓷層以阻止剝落、脫皮和熱機械沖擊。對涂層材料的適當選擇，也可以改進在這些涂層上的腐蝕、磨損或摩擦性能。包括將石墨、云母或MoS2粉末化學地粘接在銅、黃銅、鎳、鋼或鑄鋼上，可以做成固體的潤滑系統。同樣，具有改進的強度和抗氧化的碳-碳復合材料也是可以制造的。先進化學粘接的金屬間化合物和材料(鈦或鉿的碳化物和鈦或鎳的鋁化物)也是可以制造的。W/Mo基的金屬化合物幾乎同萬能的高溫粘接劑或密封膠一樣，對陶瓷或金屬是有用的。
甚至可能在連接的材料間只留下金屬化的鉬和/或鎢而沒有任何釬接金屬層，連接面的工作溫度于是通常就被金屬化層的熔點所限制。
本發明在陶瓷或石墨上的陶瓷-金屬連接面或金屬化層的無裂縫和缺陷的性質對于在陶瓷、金屬或石墨間堅固的、抗疲勞的、安全的、易有潤濕的和熱機械穩定的涂層或連接是特別重要的。一根金屬化的或涂層的石墨纖維不允許單個針孔或細微的裂縫，因為氧氣將穿透入內并破壞纖維。金屬上的陶瓷涂層當暴露在化學活性的高強度的離子或等離子體中、高溫或其它的極端環境中也不能有缺陷。因而諸如Pt、Os和pd等高熔點的貴金屬和諸如Cr、Al、Ni等抗氧化金屬涂復于金屬化層是有益的，或在一步金屬化涂層工藝中用金屬化-釬接組合物同時形成。諸如金、銅、鎂、鈦、鋯等較少防護性的金屬同樣可以被涂敷于金屬化層(與其同時形成)，隨后用電解、非電鍍或噴鍍法用上面指出的抗氧化金屬層涂層進行氧化保護。
另外，金屬化或金屬化/釬接層有良好的潤濕特性。進一步說，金屬化或金屬化/釬接層滲入和密封了所有表面的氣孔、細微裂縫或其它疵點以加強在粘接區域的陶瓷。一個厚的(超過100微米厚)金屬層進一步加強了易脆的陶瓷。石墨或碳的纖維或顆粒不僅可以抗氧化，而且表面堅韌、不是易脆的。
用本發明者的最多到20微米厚的金屬化/釬接涂層膜，直徑為0.5到50至200微米的陶瓷、硼、石墨、金剛石或玻璃粉末也適合用作專門的粒子增強的復合材料。當壓制和燒結這些涂復金屬的顆粒至適當密度和機械性質時，可以得到特殊隔音的或其它的阻尼材料。
藍寶石、石英、氧化鋁或氧化鋯的管子緊密地真空封接到鈮、鉭或其它陶瓷管子上，對用于超過1300℃或1500℃的電子空腔諧振器或光學窗上是適用的。本發明者的粘接方法同樣能避免通常的燒結料焊封，因該燒結料焊封物較弱、易污染、不耐久、惡化組分的電光學性質和其它在操作中的不可靠性的缺點。
無疵點或無裂縫的涂層或粘接也需包括危險的材料并應用來替代幾乎常常有氣泡、氧化物的夾渣、離析晶格、嚴重的剩余應力、脆弱的晶粒邊界或其它有缺陷的焊接。
生產先進的復合材料時，在陶瓷、石墨、金剛石和諸如鉭、鋯、鋁或不銹鋼的活性金屬上的金屬化層的堅固的、無缺陷的和抗熱機械沖擊的性質是特別重要的。這里，增強纖維、顆粒、片材或陶瓷、石墨、硼、鋁或鋯的氧化物的二維或三維編織物;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、鋁化物、其它的金屬互化物;金剛石;和金屬等不僅是完全可潤濕，而且可粘接到金屬、陶瓷、碳、硼化物、氮化物、碳化物、金剛石等基材上好的界面粘接強度，如以20%體積的石墨、SiC或Si3N4纖維或顆粒加在6061型鋁、氧化鋁或氧化鋯中，可允許載荷在基材和增加強顆粒、纖維或織物間發生轉移，從而給出最大的特殊模數和強度。這些在界面無缺陷的粘接可防止脫粘接并在增強部件間或在其內或沿著它作理想的載荷轉移，從而以最低的成本達到最佳的強度、產量和生產率。
使用高熔點的諸如鈹、鉻、鈷、鉿、銥;鐵、鎂、鎳、鈮、鋨;鈀、鉑、鏷、錸、銠;釕、釤、鈧、硅、鉭;釷、鈦、鈾、釩、釔和鋯等金屬代替柔軟的、可屈服的釬接金屬純銅(熔點1083℃)、銀(961.9℃)、金(1064.4℃)、錫(232.0℃)、鋅(419.6℃)、鉛(327.5℃)、銻(630.5℃)、鎘(320.9℃)、鋁(660.4℃)、鎂(648.8℃)、鎵(29.8℃)、銦(156.4℃)、鉈(303.5℃)、鉍(271.3℃)....等及其合金，連接面的允許操作溫度升高到接近它們各自的熔點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℃。
當鉬用作金屬化層和鋨、錸、鉑、鏷和鈀的釬接層一起使用時，鉬的熔點為2810℃而不是釬接層的溫度，這通常限制了連接面實用的溫度。同樣，當鎢(熔點3410℃)和碳(熔點3650℃)被各自用作金屬化層和釬接層，則由低熔點的鎢支配。可以生產出多種如SiC、Si3N4、Al2O3、ZrO2、富鋁紅柱石、堇青石、金剛石、玻璃、石英和其它的陶瓷等的新的、金屬化的釬維或顆粒，它可以用作在溫度超過1500、2000、2500、3000℃或更高溫度的復合材料中的增強材料。
在復合材料中基材-增強材料間的化學反應是重大的問題。在石墨-鋁復合材料中，例如石墨增強材料可與基材鋁作用形成易碎的碳化鋁，在給定的用途上，工藝或其它的操作溫度約要高出800℃，因此石墨-鋁的界面反應是很嚴峻的。上面給出的高熔點金屬并在石墨上用作金屬化/釬接層可降低元素的擴散率和石墨顆粒-(或纖維-)基材界面上的反應。重金屬W或Mo和高熔點金屬甚至可降低得更多。這是因為元素的擴散率是操作溫度與絕對熔化溫度的比率的函數，在同一操作溫度時，如550℃，鋁直接接觸石墨的絕對熔化溫度比率是(550+273.1)/(660.4+273.1)＝0.882。按照本人的發明，將鎳釬接在石墨纖維上，界面反應現在變為鎳和石墨間的反應，其比率減小到823.1/(1455+273.1)＝0.476。當石墨纖維用Mo或W金屬化，上述比率進一步各自減少到0.267或0.223。在陶瓷增強纖維和顆粒上用各種各樣適用的金屬化合金(如W-Fe、Mo-Mn、Cr-Ni、Cu-Zn....)作涂復層，這些比率可以有選擇地取小于0.6、0.5、0.4、0.3、0.22或甚至更小。這樣做，基體-增強材料間的界面化學反應減小了，也減小了復合材料強度的削弱，從而避免了增強材料的脆化或復合材料的破壞。
在陶瓷增強材料和金屬基材間的界面化學反應，還可以通過用鉻或鋁涂復金屬化/釬接層而進一步抑制或全部避免。鉻、鋁和其合金構成了附著的致密的氧化物，它阻止了氧的進一步穿透，防止它到達下面的石墨纖維。這些特殊的金屬化的/涂層的石墨或碳纖維在氧或其它氧化氣氛中是熱機械穩定的。
按照本發明制造的熱膨脹系數不匹配的陶瓷-金屬連接面，甚至經過重復的、快速的和嚴峻的熱機械沖擊也不破壞。而且，最后強迫的破裂產生在粘接面之外。這表明粘接是沒有疵點、細微裂縫、雜質和其它的缺陷。另外，粘接實際上要比較弱的陶瓷部件強。這是因為在金屬化時在陶瓷表面上形成的通常從5-50微米厚的液體層有效地密封了表面的凹坑和其它的裂縫。下面將說明金屬化的W/Mo組份同樣在界面區域通過溶液的強化，或以沉淀顆粒和增強的根、枝或網絡的形式形成的微復合物增強結構來增強陶瓷。在許多復合材料中，重量的考慮是關鍵性的。可以使用在厚度上減少到幾個原子層、有或沒有任何銅、鎳或其它釬接金屬的一個很薄的W/Mo基的金屬化/釬接層。假如采用液體擴散系數是10E-5平方厘米/秒的話，一個3-30原子層(約10-100埃)的表面液體擴散層的形成只需要10E-9到10E-7秒。對于這樣薄的薄層的控制，還可以通過涂敷一薄層含有適當數量的鉬酸鹽或鎢酸鹽化合物的金屬化溶液來達到。
復合材料的另一個問題是陶瓷、石墨和碳纖維很難完全潤濕或粘接到金屬、其它陶瓷或者甚至是環氧樹脂上。由于這一困難，用這些復合材料制作的飛機或其它運載工具常常在周期循環的熱-濕環境下造成結構上的破壞。在毛細管吸力的作用下，復合材料表面的雨水或凝結的水分沿著在石墨或其它陶瓷纖維和環氧樹脂、金屬或陶瓷基材間的未粘接的或粘接很差的界面區域的微小的通道深深地滲透或吸入。由于空氣在不規則取向的一維增強材料內釋放出，而在該處隨著截留空氣被迫從內表面排出，水分就從外表面進入并沿著纖維整個長度自由移動，因此這種滲透就變得更為方便。這樣在復合材料結構中回填了水。當環境變冷時，回填的水凍結而膨脹，破壞性地擴大了通道，并使增強材料從基材中進一步脫粘接。重復的注水膨脹循環將破壞復合材料。當一高空飛機在熱潮的天氣降落時，濕氣自動地凝結在非常冷的復合材料的表皮上，并同樣地充填了通道。當飛行器再次起飛到同樣凍結高度時，充填的水因凍結而膨脹并產生破壞力。降落和高空飛行的多次循環也將破壞復合材料。
用具有或不具有釬接材料的無裂縫的金屬化W/Mo基涂料均勻地復蓋這些纖維時，這些涂層和基材間的粘接同樣是無裂縫的，因而水不可能滲透。周期地涂復這些纖維21的所有股線沿著其長度方向、在相隔一定的距離d處具有結節狀的金屬化點22，就將通道分隔為長度為d的小間隔(圖2a)。水向復合材料表面內的穿透不可能超過距離d。為了阻止水的深入滲透，把一個二維或三維纖維織物浸漬入W/Mo基金屬化溶液或糊劑中，釬接的或不釬接的，而只優先地用金屬化化合物涂在纖維的交會處，構成為阻止水的深入穿透所需要的結節(圖2b)。結節金屬化點的大小可以用調整溶液或糊劑的粘度和/或固體含量來控制。也可加入丙酮、酒精，家用的清潔劑(如Wisk)來控制潤濕。
增強石墨或其它陶瓷纖維在復合材料結節處或涂層點的有選擇地但完全地粘接，則在纖維間可達到良好的載荷轉移，或者甚至沿著金屬基材復合材料中的纖維，只使結節間產生有規則的、有控制的非粘接或弱粘接區，這也可導致具有良好的韌度及抗熱性和抗沖擊性。
本發明中敘述的陶瓷金屬化工藝同樣允許在具有控制密度和孔隙率的陶瓷的內部表面和外部表面進行釬接或涂層。更明確地說，如多孔的氧化鋁、氧化鋅、碳化硅、富鋁紅柱石和堇青石已經可以在內部的微孔、外部的表面或在兩者進行金屬化。事實上，多孔陶瓷內表面可以用本發明者的工藝100%地金屬化。陶瓷過濾器對融化的鋼、鋁或其它的金屬或材料已有很大的用途。但是要完全地相互粘接這些脆弱的和多孔的過濾器陶瓷介質和將它粘接到金屬上的困難使得要使用它變得困難、棘手、不可靠，而且常常還是危險的。按照本人的做法，將這些陶瓷過濾器與鋼線材或鋼板粘接，這些加工的問題都將減少。
氧化鋁、氧化鋯、碳化硅、氧化釔、富鋁紅柱石、堇青石、玻璃或其它陶瓷的多級陶瓷過濾器現在可以和相同的或不同的陶瓷或特別細微小孔尺寸的陶瓷粘接在一起，一個在另一個的上面。金屬增強的多級過濾器同樣可以用以下的方法制造諸如通過金屬的增強來增加強度;應用氣體、液體或固體的大小不同的原理用物理方法進行多用途的離析;由碳吸收;鉑的催化作用;從粘接的氧化物、氮化物、碳化物中釋出或吸收諸如氧、氮、碳的氧化物或氫等氣體把氫化物攙雜或添加到融化的金屬或其它材料中;上述氣體、液體或固體狀態物質的離析;以及其它特殊的操作。
用在汽車、柴油機、發電設備和其它機器上作為空氣、氣體、油、輸送流體和冷卻水的陶瓷過濾器已經可以得到。用本人的粘接方法，包括諸如鋼、鋁等融化金屬的各種其它液體的相似的過濾器或催化反應器已能被牢固地連接到碳鋼或不銹鋼容器的內部或外部和其它金屬的、碳的或陶瓷的鉤、把手、支架、固定器、突出部、加強器、摩擦接觸點或彈簧器件等上面因而可以操作方便，或做成不漏液體的無液體旁通的密封箱。
諸如鉑合金等催化材料也可以借助于擴散鍍復、釬接、電解的或非電解的鍍復涂上基礎很好的無疵的金屬化層。諸如氧化釔和CaO等活性材料也可以通過可溶的凝膠或受控粉末的填充和燒結來做成多孔的形式，以制成任何所要希望的大小的粉末和填充或燒結密度。這些與金屬結構相粘結的反應性陶瓷過濾器，可以在澆注時通過這些過濾器用來除去高品質工具鋼中導致脆性的硫。
電加熱器可以埋入或外包在多孔的陶瓷過濾器上。周期地啟動電子電阻加熱，可以燒去留存在陶瓷過濾介質上的物質，使其變為灰塵或氣體，從而達到了能夠再使用或自凈沽的效果。
本發明的粘接方法在不同工業中有許多用途。這些包括陶瓷復合材料、石墨復合材料、金屬間的復合材料、金屬-基材復合材料、在陶瓷、石墨或金屬上涂層、高強度的化學粘接陶瓷和在鐵、鋼、銅、鎳中含有潤滑滑石、MoS2或石墨顆粒等的自潤滑材料。這些復合材料可以包括在陶瓷、金屬間化合物、石墨或金屬基材中的陶瓷、金屬間化合物、石墨或金屬的增強纖維和顆粒。
使用上述金屬化方法，可以形成金屬化的高熔點金屬化化合物并可用作復合材料的基材或增強材料。這些化合物包括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的鋁化物。這些化合物中有特殊吸引力的是Si3N4、SiAlON、SiC、Al2O3、富鋁紅柱石、AlN、B4C、TiB2和BN。
輕的、強固的、堅韌的、可靠結構的Al、Mg、Be、Ti合金也可以復合物形式用操作溫度在480℃以上的金屬化的石墨、SiC或其它陶瓷增強材料來做成。
陶瓷、碳、金屬間化合物或活性金屬的粉末同樣可以金屬化以獲得無裂縫的和完全可潤濕的表面性質，因而可以形成燒結的粉末壓制品或液態金屬滲透的復合材料，它具有非常高的強度、密度和導熱率。這些金屬化的粉末同樣可以作為細粒增強材料或增強物而被鑄造。這些粉末可以鑄造(如用熱擠壓法)成網形或接近網形，成為復合的結構物或部件。
一個粘接、燒結、純化、致密、增強和其它改進高溫123陶瓷超導體的綜合工藝見圖3。高溫超導體是在90°K以上超導。在這綜合的工藝過程中，一層適用的MoO3為基體的混合物31在圖3a中銅基材30的選定的地方形成。在許多以Mo為基體的金屬化操作中，MoO3是關鍵的組份。它在801℃熔化，但是與下面這些物質組成低共熔體或化合物，它的融點可以降低或升高到所選擇的溫度。這些物質包括諸如CuO、BaO、Y2O3及其它的氧化物如AgO、CaO及TlO(氧化鉈)，甚至由于Ovshinsky的在超導和特殊的載流能力上的有希望的結果，也包括氟化物、氯化物或碘化物，在MoO3基體的涂層上散布YBa2Cu3O7-x粉末32。在這一復合材料上施加一垂直方向溫度梯度，使超導體粉末的頂部至少比它的熔點低20-50℃，而MoO3為基體的層的底部是在該混合物的熔點之上。這個混合物層將熔化并向上延伸掃掠擴散(圖3a)，以獲得下面非常有用的結果1.將超導體123的底層金屬化并粘接到銅基材上;
2.按照Pfann(見局部熔化純煉法，Wiley，1966)進行溫度梯度的局部熔融以純化超導體邊緣;
3.垂直定向地向上生長柱狀晶粒34;
4.晶粒邊緣的凈化，氧化處理或者鹵素攙雜;
5.超導體顆粒的液相燒結，以改進燒結速度、密度、機械強度和材料穩定性，部分也應歸于純化的或攙雜的晶粒邊緣，;
6.純化的、薄的和定向晶粒邊緣的高臨界電流密度;
7.在超導體膜和基材間的液體擴散的、化學的和機械的分級式的界面層34起緩沖或吸震作用;
8.簡單、低成本、單一步驟和可大量生產，又能進行高產量的成膜操作。
在這一特殊的、溫度梯度的、綜合的生產中，絕大部分雜質將在延伸掃掠區域溶解。這些雜質最后出現在表面并被凍結成一個高雜質的層35。這個高雜質的層可以采用如研磨或用無機酸化學酸洗除去(見圖3b)。
其它如Tl2Ba2Ca2Cu3O10和TlCa2Ba3Cu4Ox等高溫陶瓷超導體也可以同樣用上述方法粘接或處理以改進品質。基材不一定必需純銅，而可以是鋁、鎳、鐵等其它金屬，或者是玻璃、石墨、金剛石。另外，諸如Al2O3、ZrO2、SiC、碳、玻璃、金剛石等其它陶瓷，甚至是金屬粉末或單絲纖維也可以同樣粘接在金屬、陶瓷、玻璃或碳基材上。
除了為超導體應用外，從粘接強度的觀點看，在陶瓷-金屬連接面上，上述局部熔化的工藝是有害的。這是因為通常具有復合的陶瓷低共熔化合物的最后固化層是脆弱的、易損壞的，并且減少了連接強度。金屬化后適當冷卻方向應該不是垂直的而是橫向的。最后。生成的這一層橫向地被清除出接面部位而對接面的強度沒有有害的影響。
按照上述提出的方法，本人通過采用具體實際的厚度和更重要的分級組成、熱導率和機械性能，精密制造了陶瓷-金屬、陶瓷-金屬化層，和/或金屬化-釬接層，如W/Mo基的金屬化層可以是10到20或30微米，它包含5至10微米的分級界面層。上述有效的液體擴散長度可以從5到30微米。這些層是由液體擴散的方法得到，通常的時間超過五分鐘，還可長到一小時。如上所述，Cu、Ni或合金釬接層也可以從化學上、機械上和物理上分級。
另一個重要的界面層的分級是涉及微觀結構。許多傳統的連接面依賴表面的附著力、脆弱和不完善的化學粘接，或是表面粗糙的機械粘連。具有45度的斜坡或凹谷的粗糙表面，約增加41.4%的面積(圖4a)。本發明的一個重要的特點是札根(圖4b)、分支(圖4c)和生成網絡(圖4d)的原理。金屬化材料41的直線根在金屬化或液體迅速擴散的時間階段沿著陶瓷晶粒邊緣40深深地穿透。這些根可以是纖維的形式位于許多邊緣的交叉處，或是以片狀的形式各自位于二個相鄰的陶瓷晶粒間。這些纖維或片狀物可以是直的，通常垂直延伸到陶瓷-金屬的界面(圖4b)，也可以隨著晶粒的邊緣構成分支(圖4c)。這些根甚至深深地引伸入晶粒邊緣，并轉向或彎曲以構成一個局部的或完全的網絡(圖4d)。這些纖維或片材的形成依賴于金屬化溫度時這些陶瓷晶粒的金屬化化合物的表面能量。穿透的深度也依賴于這些能量，但是首先是金屬化溫度和時間。
最好，這些滲透的金屬化材料在陶瓷材料基材的界面區形成增強材料。這可以選擇一個W/Mo基的金屬化合物，在金屬化溫度下與陶瓷構成堅硬的(莫氏硬度超過8-9，而基材莫氏硬度小于7-6)、剛性的和強度高的化合物來得到。有用的化合物包括PbMoO4、MgWO4、CaMoO4、MnWO4、MnMoO4、以及類似的物質。實際上，本人簡單的使用諸如MoO3、WoO3、PbO、CaO.....等純的初始物質，配制精確的或接近化學計算的、用作金屬化成分的組合物，并在高于這些化合物的熔點50-200℃下金屬化。通過改變金屬化時間，晶粒邊緣的增強化合物根據時間平方根的擴散定理滲透到不同的深度。以一種液體擴散的情況為例，擴散系數為10E-5平方厘米/秒，5-60分鐘的金屬化，擴散長度或滲透深度約0.055到0.19cm。本人還通過改變金屬化成分，例如從W-基型到Mo基型，達到了增強顆粒、纖維、片材不同滲透深度的適度的不同的滲透。
因此，使用本人的新的陶瓷-陶瓷或陶瓷-金屬連接方法可以生產出新的結構的連接面、涂層或表面，由于其硬度(金剛石、氧化鋁、氧化鋯)、硬性和抗磨性(金剛石、氧化鋯)或抗腐蝕性(金剛石、碳、氧化鋁)、電或熱傳導性/絕緣性(氧化鋯、氧化鈹、金剛石、銀、不銹鋼)、催化活性(鉑)和其它的性質或特征，因而具有廣泛的用途。
硅的碳化物或氮化物、氧化鋁、金剛石和其它切削或研磨材料的工具刀頭，可以用本方法金屬化并連接到鋼的夾具上，以構成切削、鉆孔、研磨或其它的加工工具。同樣材料的顆粒與W/Mo金屬化化合物及銅或鎳的釬接合金在一起混合，可鋪放在價廉的碳鋼板上達0.010到0.250密耳厚，在還原的氣體中加熱，形成了鋼研磨片或研磨塊。釬接金屬可以很薄，僅僅把研磨的顆粒粘接到鋼板上。釬接金屬可以具有顆粒大小的95%的厚度。這樣可以完全支持并牢固地固定這些粒子，然而仍然可以制成其尖銳的切削刃邊。
諸如金剛石、藍寶石、石英及類似的寶石可以安裝到金屬的固定器上。由于良好的粘接強度，只需要與固定的金屬最小的接觸。如圖5，金剛石51安裝在一根金屬細線52的頂端，因而它的整個背面也可以被照射而發光。不同背面的特性(顏色、紋理和反射率)可以立即改變。
上述發明并不只限于以上所提出的具體形式，因為上面提出的這些祗被看作是說明而不是限制。這里介紹的許多優先的具體方案，在不脫離本發明的精神下根據以上的敘述是完全可能的。特別是諸如氧化鋁或氧化鋯等其它陶瓷，用同一的或改進的金屬化成分可用來代替MACOR。因此，本發明只被限于下面附加的權利要求的范圍內
權利要求
1.一種陶瓷金屬化的方法，其特征在于它包括在經選擇的陶瓷表面上涂復以一選自包含有由鎢和鉬組成的組中的一種元素的金屬化化合物層；和加熱和金屬化陶瓷至少5分鐘，其溫度至少高于該化合物至少部分熔化的溫度50℃以上，從而形成具有分級組成吸震、液體擴散的表面層。
2.如權利要求1所述的方法其特征在于在陶瓷表面形成一選自包括Cu、Ag、Au、Sn、Zn、Pb、Sb、Cd、Al、Mg、Ga、In、Th、Bi、Cr、Co、Fe、Mn、Ni、Nb、Pt、Pd、Rh、Ir、Os和Ru組的純金屬層。
3.如權利要求1所述的方法其特征在于所述的陶瓷是一選自包括金剛石和石墨組的材料，所述的加熱和金屬化的步驟是在溫度各自小于900℃和750℃時完成，并且是在一個包含碳氫化合物氣體的滲碳氣氛中，以使減少陶瓷的碳損失。
4.如權利要求1所述的方法用作形成石墨纖維形式的金屬化陶瓷，其特征在于所述的加熱和金屬化步驟包括用一液體固化的、無針孔和無微裂紋的金屬層涂在纖維上，其金屬選自Cu、Ag、Au、Sn、Zn、Pb、Sb、Cd、Al、Mg、Ga、In、Th、Bi、Cr、Co、Fe、Mn、Ni、Nb、Pt、Pd、Rh、Ir、Os和Ru的組，并包括使涂復表面具有抗周圍環境的、至少100 厚的頂部表面金屬層。
5.如權利要求1所述的方法，其特征在于所述的加熱和金屬化步驟包括在高溫時提供一金屬化液體;使液體潤濕并滲透陶瓷表面，以密封所有的表面針孔和微裂縫，并增強陶瓷表面區域;同時提供一有彈性的、5微米厚的金屬表面層以進一步增強脆性陶瓷。
6.一種如權利要求1所述的方法用于形成一粉末冶金產品，所用的粉末選自包括陶瓷、硼、石墨、金剛石或玻璃，直徑范圍在0.5至200微米，其特征在于所述的加熱和金屬化步驟包括在各個粉末上提供有直至20微米厚的金屬化膜，并包括壓緊和燒結這些表面金屬化的粉末，達到預先規定的密度和機械性質。
7.如權利要求1所述的方法用來構成一個高溫陶瓷-陶瓷連接，它包括選擇另一種陶瓷;用含有金屬材料的金屬化化合物涂復在兩種陶瓷相對的連接表面上，所述的金屬選自只包含鉬和鎢的組;其特征在于所述的加熱和金屬化步驟金屬化了相對的連接表面，此外改變了從金屬化的化合物留下的成份，成為另一個更高熔點的、基本上純的W/Mo金屬，因而連接面可以用于比加熱和金屬化溫度更高的溫度。
8.如權利要求1所述的方法用于經受周期性的熱濕環境條件下的陶瓷纖維增強復合材料，其特征在于它包括周期性沿著長度方向涂復陶瓷纖維所有的絲束，在相隔一定距離處有一結節狀金屬化點，從而將水分通道斷裂為小的間隔。
9.如權利要求8所述的方法其特征在于該陶瓷纖維為多維織物形式，并且它包括使該金屬化化合物成為流體形式;將多維陶瓷纖維織物浸入金屬化的流體，用金屬化化合物僅優先涂復于纖維的交叉點，從而形成結節，以阻止水深入滲透;并采用調整粘度、固體含量、組合物的可潤濕性等參數中的至少一個金屬化液體化合物的參數以控制結節金屬化點的大小;
10.如權利要求1所述的方法其特征在于陶瓷是一個密度和孔隙度受控制的多孔陶瓷，該陶瓷選自包括氧化鋁、氧化鋯、碳化硅、高鋁紅柱石、堇青石、氧化釔和玻璃的組的陶瓷;所述的加熱和金屬化步驟包括在多孔陶瓷中所有細孔的全部內表面進行涂復;
11.如權利要求1所述的方法其特征在于包括選擇一W/Mo基的成份作為金屬化的化合物，并與高金屬化溫度下的陶瓷形成一新的、硬的、剛性的和強度高的化合物，它的Mohr硬度至少是8，并包括用該新化合物的精確化學計算的成份制備金屬化的化合物;在至少比新化合物的熔點高50℃的溫度進行金屬化;變化金屬化溫度和時間使熔融的新化合物按照時間平方根的擴散定律滲透入陶瓷晶粒邊緣到足夠的深度;使熔化的新化合物在晶粒邊緣凝固以便在陶瓷基材的表面區域形成一個增強層。
12.一種表面金屬化的陶瓷選自包括一陶瓷材料體，它選自由以下物質的組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、Sc、Si、Pr、Pu、Ta、Th、Ti、U、V、Y和Zr的氮化物;Fe、Ni、Pt、Be和Ti的鋁化物;并且一個5至50微米厚的、液體擴散表面金屬化層的分級釬接涂層，通過選自包含溶液增強和形成微觀增強結構的機理，封蓋陶瓷表面微孔和微觀裂縫，所述的增強結構選自沉淀的顆粒、增強根、增強分支和增強網絡。
13.一種用于高溫使用的表面金屬化陶瓷體，與另一表面金屬化陶瓷連接在一起，包括在兩陶瓷上釬接連接的金屬化表面層由選自包括鉬和鎢的組的單一的、大體上純的金屬制造;所述的純金屬既用作金屬化成份，又用作釬接材料;所述的純金屬釬接層呈溫度梯度在平行連接面的方向分區凝固。
14.一種表面金屬化陶瓷體用作固體潤滑系統，包含選自包括石墨、滑石和Si3N4組的粉末材料與含有選自鉬和鎢的元素的金屬化成份進行金屬化;所述的金屬化粉末釬接粘結于金屬基材中。該金屬選自包含銅、黃銅、鎳、鋼、鎂或鑄鐵組成的組。
15.一種改進陶瓷-金屬粘接面強度的方法其特征在于包括提供均勻的金屬化成份;和通過在陶瓷和金屬間的液體擴散，構成一個界面區域，其微觀結構是沒有孔隙、雜質和微小裂縫;
16.如權力要求15所述的方法，其特征在于金屬化的成份是W/Mo基型的;和包括提供在界面區域至少5微米厚的金屬的沖擊吸收層;
17.如權力要求16所述的方法其特征在于所述的金屬層是選自包括Cu、Au、Ag、Ni、Fe和Sn的組的退火金屬制造的;
18.如權力要求15所述的方法其特征在于形成步驟至少在部分界面區域范圍產生一個微觀結構，在位于界面區域陶瓷側的晶粒邊緣處含有一個第二相陶瓷化合物;所述的第二相是選自包括含根、分支和網絡組的類型;
19.如權力要求15所述的方法，用于為制造碳復合材料而涂敷于碳增強纖維上，其特征在于所述的形成步驟包括沿著每一纖維長度方向在一預先規定的周期分隔距離形成無裂縫的、結節狀的、金屬化點。
20.如權力要求15的方法用于粘接高溫的陶瓷超導體，其特征在于它包括提供一個粘接超導體的基材;在基材上涂敷一金屬化成分;放上一層粉末化的高溫超導材料層;在基材表面施加一高于金屬化成分熔點約50到150℃的第一溫度;再在超導材料層的上表面作用第二溫度，這第二溫度高于兩者第一溫度和超導材料的燒結溫度，因而橫跨超導層形成一個溫度梯度并引起超導材料的燒結;為了凈化超導材料，第一和第二溫度都要足夠高出無用的雜質的熔化溫度，以便純化超導材料，便于燒結和增強作業，并且柱狀形式再生長的超導體晶粒通常是垂直于基材表面定向的。
21.一種改進陶瓷金屬化的方法，它是用一種化學組合物在陶瓷上涂敷，這種化學組合物放在一個液體懸浮介質中，至少包含二類金屬化材料，這二類材料有不同的密度，因而一類較另一類重，其特征在于使發生二類材料以大體上恒定的化學成份從懸浮介質中沉淀出，因而可保證均勻的和可重復再現的金屬化效果;
22.如權利要求21所述的一種方法，其特征在于所述的發生步驟包含使二類金屬化材料的結合成為實際上的整體和不能分離的形式;和將二類材料的數量按比例配合以使該結合形式具有給定的化學成份。
23.如權利要求21所述的一種方法，其特征在于二類材料各別選自A組和B組，所述的A組包含W和Mo，而所述的B組包含Fe和Mn。
24.如權利要求21所述的一種方法，其特征在于金屬化的材料包括二種類型的混合粉末，它們可被載體運載并共沉淀，或者在給定溫度下有特定的粘度，它包括較重的粉末大致選定一種大小為主;較輕的粉末大致選定不同大小為主;使粉末的大小成比例，以使一種大小和另一種不同大小的比率是與重粉末在介質中沉淀和輕粉末在同一介質中沉淀的(dp-dm)＊D比率的平方根成反比，以使不同密度的二類粉末大致達到相同的最終沉淀速度。其中dp是沉淀粉末的密度，dm是懸浮介質的密度，D是粉末的大小。
25.如權利要求24所述的一種方法，其特征在于共沉淀粉末只在混合的金屬化粉末在該介質中已沉淀到二類混合粉末的二種沉淀速度相互是在20%以內這種程度之后開始利用。
26.如權利要求25所述的一種方法，其特征在于實時監測二類金屬化粉末的沉淀速度，以測定使用為金屬化目的、剩余的、共沉淀粉末使用的開始時間;
27.如權利要求24所述的一種方法，其特征在于二類材料各別選自A組和B組，所述的A組包含W和Mo的化合物，而B組包含Fe和Mn的化合物;
28.如權利要求24所述的一種方法，其特征在于重粉末是WO3，而輕粉末是Fe2O3，并且Fe2O3粉末約較WO3粉末大20.6%，所述的懸浮介質是約20℃的水;
29.如權利要求24所述的一種方法，其特征在于懸浮介質選自由氣體和液體組成的組。
30.一種改進陶瓷-金屬粘接強度的方法，其特征在于其不匹配熱膨脹系數超過100ppm的，它包括減小在陶瓷和金屬間在界面區域的動態不匹配應力梯度，以使在較弱的陶瓷上的剩余不匹配應力實際上低于陶瓷的破裂強度;所述的動態不匹配應力是在粘接面冷卻或加熱時由于陶瓷和金屬間的溫度差異而產生的;
31.如權利要求30所述的方法，其特征在于減小應力的步驟包括確定產生最大動態不匹配應力的臨界位置;和降低溫度差而使在這些位置的動態不匹配應力減低;
32.如權利要求31所述的方法，其特征在于陶瓷-金屬粘接包括一種金屬的釬接金屬，把陶瓷釬接在金屬上。所述的降低溫度的步驟包括選擇一個熱導系數比純銅超過70%的金屬，從而降低陶瓷和金屬間的溫度差別，以使其溫度平衡。
33.如權利要求32所述的方法，其特征在于所述的陶瓷-金屬粘接包括一種金屬的釬接金屬，在一特定的釬接溫度下釬接陶瓷到金屬上，所述的降低應力步驟包括選擇大體上純而易屈服之金屬作釬接金屬。所述的純金屬具有小于陶瓷的破裂強度的屈服強度，以允許在高應力區域局部屈服，從而避免陶瓷的破壞;
34.如權力要求33所述的方法其特征在于包括同時分級或增加一個經選擇的、從粘接面中心到外部的界面區域的平面上的物理參數。所述參數選自熱膨脹系數、熱阻系數和拉伸強度，以改進陶瓷-金屬粘接的抗動態熱沖擊性。
全文摘要
一個改進陶瓷-金屬粘接強度的方法包括提供一個均一的金屬化成分；和通過在陶瓷和金屬間的液體擴散形成一吸震的界面區域，其微觀結構無孔隙、無雜物、無顯微裂縫，和逾量的動態不匹配應力/應變和應力梯度。
文檔編號C23C26/02GK1052473SQ8910928
公開日1991年6月26日 申請日期1989年12月11日 優先權日1988年12月14日
發明者李周雄 申請人:李周雄