本书针对复合材料异质结构连接过程中，异种材料物理化学性质差异大、复合材料侧难以润湿、界面易生成脆性化合物、界面残余应力大等问题，探讨了复合材料异质结构连接过程中的共性基础原理，以领域内广泛应用的复合材料为例，介绍了相关先进连接技术，以指导复合材料异质结构连接的实际应用。本书将重点介绍碳纤维增强碳化硅复合材料、碳/碳复合材料、氮化硼增强二氧化硅复合材料、硼酸镁晶须增强铝基复合材料、二氧化硅纤维增强二氧化硅复合材料等重要材料与多种常见金属的连接技术，同时明活性钎料及复合中间层的设计方法、复合材料表面改性机制、界面结构调控机理、接头残余应力缓解机制等基础科学问题。 本书可作为焊接技术与工程、材料加工工程、复合材料学等领域的技术人员和高等院校相关专业师生的参考书。

第1章绪论
　　从文明演化开始，在不同的应用场景中，材料结构设计和建造一直是支撑社会发展的关键技术。随着材料工程的进步和具有优异性能的先进材料的发展，对新材料以及新结构的需求为先进焊接及连接技术的发展提供了充足的动力。陶瓷材料被公认为是新一代轻质高强度材料候选者，此外，陶瓷以及陶瓷-金属复合结构材料具有优异的耐高温性和更好的机械性能，并广泛应用于航空航天工业、冶金、热交换器、热电、汽车和船舶工业。为了形成牢固的接头，通常需要高温和高压的环境。熔焊会导致陶瓷在熔融基体金属中的部分分解，所以熔焊无法实现制造可靠的陶瓷-金属接头[3]。此外，由于金属和陶瓷之间的各种物理、机械性质差异较大，因而两种或多种异种材料的可靠连接一直是一个挑战。因此，需要开发简单、经济和创新的连接方法，以便将陶瓷材料与金属材料进行可靠连接。为了连接异种材料，人们已开发了各种焊接技术，如机械连接、扩散连接、超声波焊接、瞬态液相连接、反应连接、钎焊和搅拌摩擦焊接等方法[4]。其中，钎焊、扩散连接和搅拌摩擦焊是比较有前途的连接方法，已被广泛用在将金属连接到陶瓷材料的应用场景。本书旨在呈现和总结陶瓷与金属连接的*新进展，以指明陶瓷-金属异种连接技术未来可能的发展方向。
　　陶瓷和金属作为两种重要的工业制造材料，在物理、化学和机械性能方面各有优缺点。陶瓷本质上是易碎的，其强度几乎是其理论强度的三分之二。它们重量轻、硬度高、高温稳定性优良，但是易碎，且断裂韧性低。与陶瓷相比，大多数金属柔软、韧性好，断裂韧性更好，强度更低。为了结合陶瓷的功能特性，弥补其脆性和低断裂韧性，需要将陶瓷与特定应用场景下的金属材料连接，以形成满足服役要求的构件[5]。焊接工艺要求母材具备稳定的形式，从而在加热和压力作用下，不同材料原子之间产生原子间或分子间作用力[6]。由于金属和陶瓷固有的电子结构和键合类型差异大，即陶瓷具有离子或共价键，以及金属主要具有金属键，因此金属和陶瓷的键合过程十分困难。在材料制造领域，人们正努力开发能够将这两类材料有效连接的技术手段，以有效利用它们各自的优势。本章对陶瓷与金属的焊接连接技术这一具有广阔前景的研究课题进行了简要深入的分析，从母材、工艺及微观组织结构调控机理等不同角度分析了该领域的研究进展。
　　1.1陶瓷材料介绍
　　传统陶瓷又称普通陶瓷，是以黏土等天然硅酸盐为主要原料烧成的制品，现代陶瓷又称新型陶瓷、精细陶瓷或特种陶瓷。常用非硅酸盐类化工原料或人工合成原料，如氧化物（氧化铝、氧化锆、氧化钛等）和非氧化物（氮化硅、碳化硼等）制造。陶瓷具有优异的绝缘、耐腐蚀、耐高温、硬度高、密度低、耐辐射等诸多优点，并且已在国民经济各领域得到广泛应用。传统陶瓷制品包括日用陶瓷、建筑卫生陶瓷、工艺美术陶瓷、化工陶瓷、电气陶瓷等，种类繁多，性能各异。随着高新技术工业的兴起，各种新型特种陶瓷也获得较大发展，特种陶瓷已日趋成为卓越的结构材料和功能材料。它们具有比传统陶瓷更高的耐温性能、力学性能、特殊的电性能和优异的耐化学性能。随着现代材料科学和工业的发展，人们对所需材料的性能要求越来越高。除了需要一些常规的机械性能外，在某些情况下还需要高温强度、低温韧性、高耐磨性和耐腐蚀性[7]。
　　而陶瓷材料恰恰具有人们所期待的性能，如高硬度、高耐磨性、优异的耐腐蚀性以及高热稳定性和化学稳定性（表1-1）陶瓷所具有的独*性质往往与化学键的“混合”性质有关，即共价键、离子键，有时还与金属键性质相混合。它们由相互连接的原子阵列组成，没有离散的分子。这一特性使陶瓷区别于分子固体，如碘晶体（由离散的I2分子组成）和石蜡（由长链烷烃分子组成）。大多数陶瓷是金属或类金属与非金属的化合物。*常见的是氧化物、氮化物和碳化物。从*基本的意义上来说，构成这些化合物的分子是无机的，并且以共价键结合。陶瓷在航空航天、能源、机械和光学等领域的应用已得到广泛认可，然而，由于其固有的脆性、低延展性和较差的可加工性，在使用过程中容易断裂，并且不容易生产大型复合材料构件，因此，陶瓷的工程应用受到限制。
　　1.2复合材料介绍
　　在某些情况下，单一材料的性能已无法满足快速发展的工业的要求。由于陶瓷材料具备优良的耐磨性，并且硬度高、耐腐蚀性好，所以得到了广泛应用。但是，陶瓷的*大缺点是脆性大，对裂纹、气孔等很敏感。20世纪80年代以来，人们在陶瓷材料中加入颗粒、晶须及纤维等得到了陶瓷基复合材料，使得陶瓷的韧性大大提高[11，12]。
　　陶瓷基材料的复合结构结合了多种材料的优点，具有良好的综合性能和广阔的应用前景。陶瓷基复合材料是以陶瓷为基体与各种纤维复合的一类复合材料。陶瓷基体可为氮化硅、碳化硅等高温结构陶瓷。这些先进陶瓷具有耐高温、高强度和刚度、相对质量较轻、抗腐蚀等优异性能，而陶瓷*致命的弱点是具有脆性，处于应力状态时，会产生裂纹，甚至断裂导致材料失效。而采用高强度、高弹性的纤维与基体复合，则是提高陶瓷韧性和可靠性的一个有效的方法。纤维能阻止裂纹的扩展，从而得到有优良韧性的纤维增强陶瓷基复合材料。陶瓷基复合材料已用作液体火箭发动机喷管、导弹天线罩、航天飞机鼻锥、飞机刹车盘和高档汽车刹车盘等，并且成为高技术新材料的一个重要分支[13]。
　　纤维增韧高温陶瓷基复合材料（CMCs）目前是一类非常有竞争力的极端环境热结构候选材料。其主要包括非氧化物SC纤维和C纤维增强SIC基复合材料，如SiCf/SiC和Cf/SiC[14，15]。陶瓷基复合材料的典型应用包括新型飞行器热防护系统和动力系统的关键部件以及其他民用动力装置的关键部件，先进核能系统中作为燃料包壳和面向高温等离子体材料及高温热交换材料，高性能制动系统的关键部件材料等。这些系统的服役环境对材料要求极为苛刻，传统材料对性能提升具有一定的局限性，而陶瓷基复合材料除了具有耐高温、高比强度、高比模量、高热导率、低热膨胀系数等一系列优良性能外，还具有基体致密度高、耐热震、抗烧蚀、耐辐照及低放射活性、抗疲劳和抗蠕变等特性，展现了优越的高温热力学性能和微观组织稳定性。陶瓷基复合材料是一种集结构承载和耐苛刻环境的轻质新型复合材料，在空天飞行器的隔热/防热、航空发动机涡轮叶片、火箭发动机及先进核能耐高温部件上拥有巨大的应用潜力。
　　陶瓷基复合材料具有高强度、高模量、低密度、耐高温、耐磨、耐蚀和良好的韧性，已用于高速切削工具和内燃机部件上。但这类材料发展较晚，其潜能尚待进一步发挥。研究重点是将其应用于高温材料和耐磨、耐蚀材料，如大功率内燃机的增强涡轮、航空航天器的热部件以及代替金属制造车辆发动机、石油化工容器、废物垃圾焚烧处理设备等。本书陶瓷基纤维复合材料的定义采用的是《中国土木建筑百科辞典：工程材料（下）》中对陶瓷基复合材料的第一种描述，即纤维增强陶瓷基复合材料，主要指用碳纤维、石墨纤维、碳化硅纤维、氮化硅纤维、氧化锆纤维等增强氧化镁、氧化硅、氮化硅、氧化铝、氧化锆等制成的复合材料。陶瓷基复合材料具有高温抗压强度大、弹性模量高、耐氧化性强、耐冲击性能好等特点，是一种耐高温结构材料，已被试用于各种燃气轮机和内燃机的部分零件[16，17]。
　　陶瓷基纤维复合材料生产方法有泥浆法、热压法和浸渍法等。陶瓷基复合材料的成形方法分为两类：一类是针对陶瓷短纤维、晶须、颗粒等增强体，复合材料的成形工艺与陶瓷基本相同，如料浆浇铸法、热压烧结法等；另一类是针对碳、石墨、陶瓷连续纤维增强体，复合材料的成形工艺常采用粉末冶金法、料浆浸渗法、料浆浸渍热压烧结法和化学气相渗透（chemicalvaporinfiltration，CVI）法[18-20]。
　　（1）粉末冶金法，又称为压制烧结法或混合压制法，广泛应用于制备特种陶瓷以及某些玻璃陶瓷。这种方法是将作为基体的陶瓷粉末和增强材料以及加入的黏接剂混合均匀，冷压制成所需形状，然后进行烧结或直接热压烧结制成陶瓷基复合材料。前者称为冷压烧结法，后者称为热压烧结法。热压烧结法时，在压力和高温的同时作用下，致密化速度可得到提高，从而获得无气孔、细晶粒、具有优良力学性能的制品。但用粉末冶金法进行成形加工的难点在于基体与增强材料不易混合，并且晶须和纤维在混合或压制过程中，尤其是在冷压情况下容易折断[21，22]。
　　（2）料浆浸渗法，这种方法是将纤维增强体编织成所需形状，用陶瓷浆料投密，干燥后进行烧结。该方法与粉末冶金法的不同之处在于混合体采用浆料形式。其优点是不损伤增强体，工艺较简单，无须模具；缺点是增强体在陶瓷基体中的分布不大均匀[23，24]。
　　（3）料浆浸渍热压成形法，这种方法将纤维或织物增强体置于制备好的陶瓷粉体浆料里浸渍，然后将含有浆料的纤维或织物增强体制成一定结构的坯体，干燥后在高温、高压下热压烧结成为制品。料浆浸渍热压法的优点是加热温度比晶体陶瓷低，不易损伤增强体，层板的堆垛改序可任意排列，纤维分布均匀，气孔率较低，获得的强度高，工艺比较简单，无须成形模具，能生产大型零件。缺点是不能制作形状太复杂的零件，基体材料必须是低熔点或低软化点的陶瓷[25]。
　　（4）化学气相渗透法是将增强纤维编织成所需形状的预成形体，并置于一定温度的反应室内，然后通入某种气源，在预成形体孔穴的纤维表面上产生热分解或化学反应沉积出所需陶瓷基质，直至预成形体中各孔穴被完全填满，获得高致密度、高强度、高韧性的制件[26，27]。
　　界面是陶瓷基复合材料强韧化的关键，主要功能有以下几点[28，29]：
　　（1）脱黏偏转裂纹作用。当基体裂纹扩展到有结合程度适中的界面区时，此界面发生解离，并使裂纹发生偏转，从而调节界面应力，阻止裂纹直接越过纤维扩展。
　　（2）传递载荷作用。由于纤维是复合材料中主要的承载相，因此界面相需要有足够的强度来向纤维传递载荷。
　　（3）缓解热失配作用。陶瓷基复合材料是在高温下制备的，由于纤维与基体的热膨胀系数（CTE）存在差异，当冷却至室温时会产生内应力，因此，界面区应具备缓解热残余应力的作用。
　　（4）阻挡层作用。在复合材料制备所经历的高温下，纤维和基体的元素会相互扩散、溶解，甚至发生化学反应，导致纤维/基体的界面结合过强。因此，要求界面区应具有阻止元素扩散和阻止发生有害化学反应的作用。
　　纤维增强陶瓷基复合材料沿纤维方向受拉伸时，根据纤维/基体界面结合强度的不同，复合材料的断裂模式不同，以此为依据分为三种类型[3a31]：
　　（1）强结合界面-脆性断裂。当外加载荷增加时，基体裂纹扩展到界面处，由于界面结合强，裂纹无法在界面处发生偏转而直接横穿过纤维，使复合材料断裂，但是对于颗粒增强陶瓷基复合材料来说，强结合界面是强韧化的必要条件。
　　（2）弱结合界面-韧性断裂。当基体裂纹扩展到界面处时，由于界面结合不是很强，因此裂纹可以在界面处发生偏转，从而实现纤维与基体的界面解离、纤维桥联和纤维拔出。
　　（3）强弱混合界面-混合断裂。混合断裂是以上两种理想情况断裂模式的混合，即在界面结合强处发生脆性断裂，而在界面结合弱处发生韧性断裂。
　　1.3金属材料介绍
　　金属，无论是纯金属还是合金金属，都是由克服离子核之间相互排斥的非定域电子连接在一起的原子组成的。许多主要的族元素以及所有的过渡元素和内部过渡元素都是金属。它们还包括金属元素或金属和非金属元素的合金组合（如钢中的合金，主要由铁和碳组成）。离域电子赋予金属许多特性（如良好的导热性和导电性）（表1-2）[32，33]。由于金属的电子倾向脱离，因此具有良好的导电性，且金属元素在化合物中通常带正价电，但当温度升高时，由于受到了原子核的热震荡阻碍，电阻将会变大。金属分子之间的连接是金属键，因此随意更换位置都可再重新建立连接，这也是金属伸展性良好的原因之一。许多金属具有紧密的堆积结构，并在室温下发生塑性变形。
　　在自然界中，绝大多数金属以化合态存在，少数金属例如金、银、铂、铋可以游离态存在。金属矿物多数是氧化物及硫化物。其他存在

目录
前言
第1章　绪论　1
1.1　陶瓷材料介绍　2
1.2　复合材料介绍　3
1.3　金属材料介绍　5
1.3.1　金属的成键及结构　6
1.3.2　金属的分类　7
1.4　复合材料异质钎焊连接　8
1.4.1　陶瓷与金属的钎焊连接　9
1.4.2　陶瓷与金属钎焊连接存在的问题　11
1.4.3　陶瓷与金属钎焊连接的中间层设计　11
1.5　本书主要内容　14
参考文献　15
第2章　纳米颗粒增强中间层辅助复合材料异质结构钎焊连接　18
2.1　TiC颗粒增强Ti-Co钎料辅助钎焊C/SiC复合材料和Nb　18
2.1.1　TiC颗粒含量对Ti-Co钎焊C/SiC与Nb的研究　20
2.1.2　增强相烧结温度对Ti-Co钎焊C/SiC与Nb的研究　22
2.2　Si3N4和SiO2颗粒增强AgCu钎料辅助C/C复合材料和TC4钛合金的钎焊连接　24
2.2.1　不同增强相对AgCu钎焊TC4与C/C复合材料的研究　25
2.2.2　有限元方法对接头应力的分析　32
2.3　BNi2+W复合钎料钎焊C/C复合材料和Nb　33
2.3.1　BNi2+W复合钎料的优化设计　34
2.3.2　C/C-HEA钎焊接头典型界面结构分析　39
2.3.3　W颗粒含量对接头界面结构与性能的影响　41
2.3.4　优化后的C/C-Nb组合接头界面结构及力学性能分析　45
2.4　本章小结　46
参考文献　47
第3章　碳纳米管复合中间层辅助复合材料异质结构钎焊连接　52
3.1　碳纳米管复合钎料的特点与制备　52
3.2　CNTs/TiNi复合钎料钎焊SiO2-BN与Nb组织性能以及机理研究　53
3.2.1　CNTs/TiH2复合钎料的表征　53
3.2.2　CNTs/TiNi复合钎料钎焊SiO2-BN与Nb界面组织及力学性能分析　59
3.2.3　CNTs/TiNi复合钎料钎焊SiO2-BN复合材料与Nb的机理分析　64
3.3　CNTs/AlSiCu复合钎料钎焊MBOW/Al组织性能以及机理研究　68
3.3.1　CNTs/AlSiCu复合粉末的表征　68
3.3.2　CNTs/AlSiCu复合钎料钎焊MBOW/Al界面组织及力学性能分析　70
3.3.3　CNTs/AlSiCu复合钎料钎焊MBOW/Al的机理分析　73
3.4　本章小结　77
参考文献　77
第4章　石墨烯复合中间层辅助复合材料异质结构钎焊连接　79
4.1　石墨烯网络复合中间层的制备及其对润湿行为的影响　79
4.1.1　制备石墨烯网络复合中间层　79
4.1.2　石墨烯对铜表面钎料润湿行为的影响机制　83
4.2　石墨烯网络复合中间层辅助钎焊C/C与Nb　92
4.2.1　石墨烯网络复合中间层辅助钎焊C/C与Nb的组织及性能　93
4.2.2　石墨烯网络复合中间层对接头残余应力的影响　110
4.3　本章小结　113
参考文献　114
第5章　负膨胀材料复合中间层辅助复合材料异质结构钎焊连接　119
5.1　锂霞石颗粒增强复合钎料钎焊C/C复合材料与Nb金属　120
5.1.1　AgCuTi钎焊C/C复合材料与Nb金属　120
5.1.2　锂霞石颗粒增强复合钎料钎焊C/C复合材料与Nb金属　124
5.1.3　锂霞石颗粒增强复合钎料钎焊接头残余应力有限元模拟　129
5.2　锂霞石增强铜基复合中间层钎焊C/C复合材料与Nb金属　132
5.2.1　制备锂霞石增强铜基复合材料　132
5.2.2　锂霞石增强铜基复合材料辅助钎焊C/C复合材料和Nb金属　133
5.2.3　锂霞石增强铜基复合中间层钎焊接头残余应力有限元模拟　140
5.3　网状锂霞石中间层钎焊C/C复合材料与Nb金属的工艺研究　142
5.3.1　制备网状锂霞石材料　142
5.3.2　网状锂霞石材料辅助钎焊C/C复合材料和Nb金属　146
5.4　本章小结　152
参考文献　153
第6章　表面改性辅助复合材料异质结构钎焊连接　155
6.1　润湿及表面改性的物理基础　156
6.1.1　润湿的物理含义及意义　156
6.1.2　表面改性的物理基础　157
6.2　陶瓷表面改性对润湿的影响　159
6.2.1　BN-SiO2复合材料的润湿　159
6.2.2　表面腐蚀促进润湿　161
6.2.3　原位合成碳纳米管表面处理　163
6.2.4　复合材料的润湿与改性情况　166
6.3　表面改性后界面结构分析　176
6.3.1　SiO2-BN复合材料表面改性界面结构　176
6.3.2　SiO2f/SiO2复合材料表面改性界面特点　179
6.4　本章小结　185
参考文献　185
第7章　表面微结构调控辅助复合材料异质结构钎焊连接　188
7.1　表面选择性腐蚀处理方法调控微观结构　188
7.1.1　SiO2f/SiO2表面结构优化辅助润湿机理及接头力学性能研究　188
7.1.2　SiO2f/SiO2-Nb接头体系残余应力与接头结构和力学性能之间的关系　198
7.2　SiO2-BN陶瓷表面状态调控及钎焊工艺研究　214
7.2.1　SiO2-BN陶瓷表面结构优化　215
7.2.2　氢氟酸腐蚀时间对界面结构的影响　216
7.2.3　氢氟酸腐蚀时间对反应层形貌及接头力学性能的影响　217
7.3　C/SiC表面状态调控及钎焊工艺研究　218
7.3.1　电化学腐蚀参数对C/SiC表面形貌的影响规律　218
7.3.2　电化学腐蚀参数对C/SiC-Nb界面结构的影响规律　222
7.3.3　腐蚀深度对钎焊接头力学性能的影响及接头的断裂模式　226
7.3.4　钎焊接头残余应力分析　228
7.4　本章小结　230
参考文献　231
第8章　网络中间层辅助复合材料异质结构钎焊连接　233
8.1　低膨胀疏松中间层对接头结构和组织性能的影响　233
8.1.1　AgCuTi活性钎料在3D-SiO2f表面润湿性的研究　233
8.1.2　典型界面组织分析　235
8.1.3　3D-SiO2f中间层对接头力学性能的影响　237
8.1.4　钎焊温度对接头微观组织及力学性能的影响　238
8.1.5　保温时间对接头微观组织及力学性能的影响　239
8.2　泡沫铜中间层辅助钎焊　241
8.2.1　接头界面组织分析　241
8.2.2　接头室温强度测试及断口分析　242
8.3　CNTs-泡沫镍中间层辅助钎焊工艺研究　244
8.3.1　CNTs增强泡沫镍中间层制备与表征　244
8.3.2　中间层辅助钎焊SiO2-BN与TC4　246
8.3.3　CNTs增强泡沫镍辅助钎焊CNTs修饰SiO2-BN与TC4　255
8.4　碳层网络复合中间层辅助钎焊C/C与Nb　256
8.4.1　碳层/石墨烯网络复合中间层钎焊C/C与Nb　257
8.4.2　碳层/Cu网络复合中间层辅助钎焊C/C与Nb　260
8.5　本章小结　269
参考文献　270
第9章　片层结构梯度中间层辅助复合材料异质结构钎焊连接　273
9.1　FeCoNiCrCu高熵合金中间层辅助钎焊C/C复合材料和Nb　274
9.1.1　BNi2钎焊C/C-Nb接头典型界面结构分析　274
9.1.2　高熵合金中间层辅助钎焊C/C-Nb钎焊接头典型界面结构分析　276
9.1.3　中间层厚度　279
9.2　C/SiC表面金属化层的制备与形成机制研究　280
9.2.1　C/SiC表面金属化层的制备　280
9.2.2　Ni-Cr-Si合金与C/SiC复合材料作用机理　282
9.3　C/SiC表面金属化层的结构设计与优化　287
9.3.1　金属化工艺参数对接头界面结构的影响　287
9.3.2　W颗粒的添加对C/SiC表面金属化层的影响　292
9.3.3　WC颗粒的添加对C/SiC表面金属化层的影响　298
9.4　W增强碳纤维编织布中间层辅助钎焊工艺及机理研究　301
9.4.1　碳纤维编织布原位合成W的制备及其工艺探究　301
9.4.2　碳纤维编织布中间层辅助钎焊工艺研究　305
9.4.3　金属化层与中间层辅助钎焊接头界面结构分析　309
9.5　本章小结　310
参考文献　312