本课题采用了放电等离子烧结技术,在真空条件下基于原位反应制备了一系列复合中间层材料来进一步扩散连接SiC陶瓷。在扩散焊过程中,通过开发原位自生的复合中间层材料,确立合适的连接工艺,表征和分析接头的微观组织和力学性能,进而探索接头中微观组织与力学性能的关系,进一步阐明接头的扩散连接机理。设计并制备出了理化性能及结构与SiC基体相近的陶瓷基复合中间层,通过降低界面处因中间层与SiC母材间热膨胀系数差异导致的残余应力来减少接头中裂纹数量,进而提高接头的结合强度。在1300℃时按摩尔比Ti:Si:C=1.x:3:2（x=0,0.1,0.2,0.3）通过反应SPS技术制备了TiCx-SiC复合材料成功连接了SiC陶瓷。但此时接头中缺陷较多,连接可靠性较差。在1200-1600℃范围内使用Ti3SiC2连接了SiC陶瓷。随着温度的升高,连接层材料的硬度逐渐升高,SiC接头的剪切强度先升后降。当温度升高到1500℃时,部分Ti3SiC2相发生分解形成了脆而硬的TiCx相,使得中间层的硬度增高。此时形成了Ti3SiC2-TiCx复合连接层,接头获得了最高剪切强度（82.4 MPa）。随着温度继续升高到1600℃,Ti3SiC2已经完全分解,连接层主要由TiCx相组成,中间层的硬度继续增高。失去了Ti3SiC2相,残余应力无法得到有效缓解,使得连接层中出现大量裂纹缺陷,进而导致了连接强度的降低。相比较纯的Ti3SiC2相或者TiCx相作为连接层材料,Ti3SiC2-TiCx复合材料更有利于接头力学性能。在1400℃时通过添加适量B4C与Ti3SiC2的原位反应形成Ti B2、TiC以及SiC等硬质增强相,制备出颗粒增强的中间层复合材料同时实现对SiC陶瓷的连接。反应形成Ti B2、TiC以及SiC等硬质增强相均匀的分布在Ti3SiC2基体中,使得连接层材料的力学性能得到提升。通过改变B4C的添加量,可以调节连接层材料的微观组织,降低连接层热膨胀系数,从而实现更好的连接效果。随着B4C添加量的升高,中间连接层材料的硬度逐渐升高,而SiC接头的剪切强度先升后降。在添加5-15 wt.%B4C范围内,均能获得更高的SiC接头连接强度。当添加了7.5 wt.%B4C时,接头的最大剪切强度为112.5 MPa,相比较不添加B4C时性能提高了53.9%。在1200-1700℃范围内使用Ti3SiC2-B4C-Si体系制备了SiC-Ti B2复合材料成功扩散连接了SiC陶瓷。随着SPS温度的升高,SiC陶瓷接头的连接强度先增加后降低,在1600℃时获得了最大剪切强度（128.0 MPa）。1600℃时反应形成复合材料中间层主要由48.7 vol%SiC以及51.3 vol%Ti B2相组成。复合中间层整体的热膨胀系数与SiC母材较为相近,二者之间的残余应力较低,实现了较好的连接效果。在1150-1450℃范围内通过TiH2-Si-C体系原位反应制备了Ti3SiC2-TiCx复合材料,同时连接SiC陶瓷材料。随着温度的升高,中间连接层材料的硬度先降低后升高,而SiC接头的剪切强度先升后降。在1250-1350℃范围内,中间层的缺陷较少且与SiC母材的连接界面较好。对于1350℃的接头,此时形成了Ti3SiC2-TiCx复合连接层,获得了接头的最高剪切强度（80.5 MPa）。在1300-1600℃时使用TiH2-Si-C-Al体系制备了Ti3SiC2-SiC、Ti3SiC2-SiC-TiC以及TiC-SiC复合材料,同时实现对SiC陶瓷的连接。随着SPS温度的升高,SiC陶瓷接头的连接强度先增加后降低,在1450℃时获得了最大剪切强度（124.9 MPa）。所制备的Ti3SiC2-SiC复合中间层材料具有比单纯Ti3SiC2材料更高的硬度以及抗破坏能力。