超高温材料的研究进展
杨路平+周长灵+王艳艳+姜凯+刘福田
摘 要：超高温材料对于航天飞行器具有重要作用，是飞行器在长时飞行、跨大气层或再入飞行中不可或缺的组成部分，对飞行器的热防护系统起着至关重要的作用。本文对近年来难熔金属及其合金、C/C复合材料、超高温陶瓷等超高温材料的最新研究成果进行归纳、总结，分析超高温材料的优缺点，提出存在的主要问题，探讨今后的主要研究目标和重点发展方向。
关健词：难熔金属；C/C复合材料；碳化物陶瓷；硼化物陶瓷
1 引言
随着航空航天技术的迅猛发展和实现空天一体化的迫切需要，航天飞行器成为近年来许多国家航空航天部门重点发展的对象。在长时高超声速巡航、跨大气层飞行和大气层再入等极端环境下，航天飞行器机翼前缘和鼻锥等关键部位与大气发生剧烈摩擦，产生极高的温度，例如在Falcon计划中机翼前缘的驻点区域温度超过2000 ℃。火箭喷嘴口、吸气增强推进系统和发动机进气道在飞行过程中承受高热载荷和机械载荷，也将直接影响到飞行器热防护系统的安全[1]。目前，在恶劣的氧化对流环境中，极少材料能够保持结构和尺寸的完整性。因此，设计和制备出具有良好的抗氧化、抗烧蚀、抗热震性并保持足够高温强度的热防护材料，成为新型航天飞行器亟需解决的关键技术问题。因具有高熔点、高比强度、高热导、高电导、耐腐蚀以及较好的化学稳定性，超高温材料成为应用于极端环境下飞行器热防护系统的首选材料。目前，常用的超高温材料有难熔金属及其合金、C/C复合材料、超高温陶瓷材料等。本文主要介绍近年来超高温材料的研究进展及应用，同时对超高温材料未来的主要研究目标和重点发展方向进行了展望。
2 难熔金属及其合金
在难熔金属、C/C复合材料以及超高温陶瓷材料中，难熔金属是最早进行研究并得到应用的超高温材料。在难熔金属中，研究和应用最多的是钨（W）、铼（Re）、铌（Nb）、钼（Mo）等金属。按照熔点由高到低进行排列，可以满足超高温环境使用温度的难熔金属大致包括以下10种，如表1所示[1-2]。
与其他难熔金属相比，钨（W）的熔点最高，具有较好的抗氧化性、抗热震性及较高的抗烧蚀和抗冲刷能力，被应用于发动机喉衬等关键部件。但是钨（W）的密度（19.3 g/cm3）相对较大，比强度较低，且在低温时呈现脆性，会使强度大大降低，限制了其在飞行器其他部件的廣泛应用。很多研究表明[3]，为减轻纯钨（W）结构材料的重量，提高钨（W）的力学性能，可以在钨（W）制件中渗铜（Cu），通过铜（Cu）挥发带走热量，降低钨（W）的表面温度。在此基础上，再添加氧化钍（ThO2）、碳化铪（HfC）、碳化锆（ZrC），显著提高了钨合金的强度和抗热震性。此外，还可以通过加入铼（Re）提高钨的塑性与强度，从而使脆性转变温度降低，再结晶温度升高，增加抗热疲劳性能与抗热震能力[4]。
在难熔金属中，铼（Re）由于其优异的综合性能备受青睐，在高温、耐磨、耐蚀等应用环境中，是极具竞争力的候选材料。铼（Re）具有高熔点（熔点为3180 ℃，仅次于钨），且有较高的高温强度、耐磨损和良好的抗热震性能。铼（Re）在室温下延展率达到5 %，抗拉强度达到1170 MPa，温度升至2700℃时抗拉强度下降至50 MPa[1]。但是，铼（Re）的成本较高、资源较为匮乏、抗氧化性能较差，难以大面积使用。可以通过铱（Ir）涂层来提高铼（Re）的抗氧化性[5]。使用铱（Ir）涂层作为保护层的主要原因是：铱（Ir）的熔点较高，在2100 ℃的高温环境下具有低氧渗透率、较低的蒸气压，在2200 ℃时仍有较好的抗氧化性能，氧化速率比铼（Re）低3个数量级，且铱（Ir）和铼（Re）的热膨胀系数非常接近，可使其作为氧化阻挡层。Ir-Re材料已经在火箭发动机方面进行相关测试，已取得了能在2204℃高温下正常工作的实际例证[6]。美国的Ultra-met公司采用化学气相沉积法制备出近零烧蚀的Re/Ir/C-C超高温复合材料，用于发动机推进室，用铱（Ir）作推进室的内壁。由于铼（Re）的密度（22.5 g/cm3）较高，所以在外壁添加C/C复合材料，铱（Ir）和C/C复合材料用0.025 ～ 0.050 mm的铼（Re）层连接，性能相当，但是平均密度减少到3.0 g/cm3以下。研究发现，沉积厚度为50 ～ 250 μm的铱薄膜在高温下的抗氧化性能极高，Ir/Re结构的工作寿命可以在2200℃下延长10 ～ 20 s。研究结果表明[7]，2350 ℃是Ir-Re材料的使用上限，当温度超过2300 ℃时，材料损失率将成为一个关键因素。Ir-Re材料的使用寿命主要受铼（Re）向铱（Ir）涂层扩散的影响，当铼（Re）在铱（Ir）涂层中的扩散浓度超过20 %时会发生氧化。
与钨（W）和铼（Re）相比，钼（Mo）的熔点、密度和成本较低，且钼（Mo）的硅化物（如MoSi2）具有较好的抗氧化性能，使用温度可以达到1700 ℃。目前，金属间化合物的使用温度一般仅为900 ～ 1100 ℃，远没有达到超高温的使用范畴，而硅化钼（MoSi2）的使用温度已经超过1600 ℃，且具有良好的高温抗氧化性、低密度（6.24 g/cm3）、良好的导热性与导电性。钼（Mo）还可以和硅（Si）、硼（B）形成具有极高高温强度的三元金属间化合物。例如，Mo-8.5Si-13.2B在1500℃时的屈服强度仍在1 GPa以上，与其它高温结构使用的难熔金属基或陶瓷基材料相比，具有广泛的应用前景[8]。但是，硅化钼（MoSi2）是C11b型晶体结构的金属间化合物，延性低等缺点限制了其应用。为解决硅化钼（MoSi2）抗蠕变性能与韧性差等缺陷，一般采取碳化硅（SiC）作为增强材料，以复合材料的形式应用于硅化钼（MoSi2）。
难熔金属及其合金作为超高温材料使用，具有独特的优点，如塑性好、韧性高、耐高温等。但是，由于存在抗氧化能力较差、资源较少、成本偏高等问题，限制了其作为超高温材料的发展与更广泛应用。但是，铼（Re）与其它难熔金属和陶瓷具有良好的相容性（如ThO2、HfO2、HfC、NbC、TaC与ZrC等），通过铼（Re）与其它难熔金属、陶瓷组分的合理设计，构成复合材料，可以使铼（Re）的强度、抗蠕变性及抗环境因素能力得到极大的改善和提高，这也是未来研究和发展难熔金属及其合金的重要方向。
3 C/C复合材料
碳纤维增强碳基体复合材料（简称C/C复合材料）是一种新型的超高温热结构材料。C/C复合材料具有一系列优异的性能，如低密度、高比强度、高比模量、低膨胀系数、高热导率、耐烧蚀和良好的抗热震性能等。碳纤维是由碳元素组成的一种特种纤维，是一种高熔点材料，其质地柔软，可加工成各种织物，沿纤维轴方向表现出很高的强度。碳纤维的力学性能随使用温度的升高而提高，这是其他陶瓷纤维所不具备的，特别是在超高温环境（1000 ～ 2000 ℃）下，C/C复合材料仍具有优异的力学性能[9-12]。在C/C复合材料中，碳基体和碳纤维可以实现理想的界面结合，表现为力学连续体而非化学连续体。由于二者的热膨胀系数几乎相同，在热解过程中不会因温度的变化而在界面处产生残余热应力[13]，从而极大地拓展了C/C复合材料的应用空间。
3.1 C/C复合材料的研究进展
19世纪80年代初，Edison发现了最原始的C/C复合材料，即在碳丝上制备一层热解碳膜用以延长灯丝的寿命[13]。而早期较为成熟的C/C复合材料则由美国Chance Vought航空公司制得，在测定碳纤维增强酚醛树脂基复合材料的碳纤维含量中，其科研人员发现，经过热解后，由于聚合物基体没有被完全氧化而得到了碳基体。在C/C复合材料发展初期，研究者主要对C/C复合材料的制备工艺进行基础研究，希望能够制备出高强度、低成本的C/C复合材料[14]。自20世纪70年代开始，C/C复合材料的研究进入到高速发展阶段，以英、法、美等国为代表的科技强国研制并开发出以细编穿刺、正交细编为主的二向、三向、四向等多维C/C复合材料。此外，随着化学气相沉积（CVD）技术和化学气相渗透（CVI）技术的发展，在提高C/C复合材料性能的同时，降低了C/C复合材料的制备周期和成本[15-18]。20世纪90年代后期，美国军方逐步发展新的武器系统，其中包括带非核弹头的高精度远程弹道导弹、机动再入飞行器和下一代航天可重复使用运载器。俄罗斯、法国、日本等国也相继提出了各自的亚轨道飞行器以及通用再入飞行器计划。与国外相比，我国对C/C复合材料的研究进展毫不逊色，很多科研院所和高校对C/C复合材料的制备工艺进行了大量的研究[19-21]，从早期的常压浸渍碳化工艺到等温常压浸渍工艺，再到后来的新型超高压浸渍工艺、（强制流动）热梯度化学气相沉积工艺、限域变温化学气相沉积工艺、浸渍蒸发沉积工艺等一系列改进型制备工艺，这些改进型制备工艺使C/C复合材料的制备周期缩短，成本大幅度降低。目前，我国自行研制的C/C复合材料已应用于固体火箭发动机喷管、喉衬、导弹端头以及飞机刹车系统等。
3.2 C/C复合材料的应用
目前，作为超高温热结构材料，C/C复合材料主要应用于高速导弹的端头以及航天飞机的鼻锥和机翼前缘等重要部件。作为烧蚀材料，C/C复合材料主要应用于火箭发动机喷管、燃烧室、喉衬等重要部件。C/C复合材料在航空航天领域及国防等重要领域表现出极大的优越性[9，13]。这些重要应用，要求C/C复合材料在高温（1500 ～ 2000 ℃，甚至高达3000 ℃以上）有氧的环境下长时间工作。但是，C/C复合材料在高温下易氧化的特点使其在高温有氧环境下长时间工作易损坏失效[22]。因此，提高C/C复合材料在高温有氧环境中的抗氧化性能是实现C/C复合材料广泛应用的关键[23，24]。
C/C复合材料因其优异的耐热性能而成为飞行器表面热防护材料的首选。以美、英、法、日为代表的科技大国已将C/C复合材料广泛应用到航天飞行器的机翼前缘、鼻锥帽、起落架舱门以及机翼挡板等耐高温部件上。C/C复合材料以其优异性能增加了制造出更高推动比的航空发动机的可能性，使飞行器在飞行速度和操控性方面有了突破性的提高。另外，利用C/C复合材料耐高温烧蚀性能强、可设计性能好等特点，可将C/C复合材料应用于高性能的武器装备上，主要应用于导弹鼻锥、固体火箭发动机喷管以及燃烧室。例如美国“民兵Ⅲ”导弹鼻锥、阿波罗指挥舱姿态控制发动机的喷管等[25，26]。在民用航空领域，C/C复合材料主要应用于制动装置方面。20世纪70年代，英国的Dunlop航空公司利用C/C复合材料高强度、低密度、耐磨性好、制动吸收能量大等特点，首次在协和飞机上使用由C/C复合材料制备而成的飞机刹车装置[27]。C/C复合材料飞机刹车装置轻质、耐高温、比热容高、使用寿命更长（是金属材质的5 ～ 7倍），刹车时更加平稳，而且噪音较小。在制动材料发展史上，碳刹车盘的发明被认为是里程碑式的进步。目前C/C复合材料刹车装置在欧洲已经批量化生产[28]。随着制备工艺的逐步成熟、完善，在不久的将来，低成本的C/C复合材料将被应用到化工、汽车、医疗和能源等更加广泛的领域[29，30]。
4 超高温陶瓷
超高温陶瓷是指在高温环境下（2000 ℃）以及反应气氛中（例如在原子氧环境中）能够保持物理与化学稳定性的一种特殊材料，是具有优良的高温力学性能、高温抗氧化性和抗热震性的陶瓷基复合材料。超高温陶瓷主要是由高熔点硼化物与碳化物组成，主要包括硼化铪（HfB2）、硼化锆（ZrB2）、碳化铪（HfC）、碳化锆（ZrC）、碳化钽（TaC）等。硼化物、碳化物超高温陶瓷的熔点均超过3000 ℃，具有優良的热化学稳定性和优异的物理性能，包括高弹性模量、高硬度、低饱和蒸汽压、适中的热膨胀率和良好抗热震性能等，并且能在高温下保持很高的强度。超高温陶瓷能够适应超高音速长时飞行、大气层再入、跨大气层飞行与火箭推进系统等极端环境，可以应用于飞行器鼻锥、机翼前缘、发动机热端等各种关键部件[31-33]。作为应用在航空航天飞行器上的重要材料，超高温陶瓷材料得到各国的高度关注。表2是常见的超高温陶瓷的热物理性能。
4.1 超高温陶瓷的研究进展[34]
国外对超高温陶瓷材料的研究始于20世纪60年代初期，在美国国防部的大力支持下，Manlab开始对超高温陶瓷材料进行研究，主要研究对象是ZrB2和HfB2及其复合材料，其研制出的80 vol%HfB2 - 20 vol%SiC复合材料基本能够达到高温氧化环境下持续使用的要求，为尖锐前缘飞行器及其热防护系统的分析与设计提供了巨大的帮助。20世纪90年代，NASA Ames实验室开始对超高温陶瓷材料进行相关研究，Ames实验室及相关合作伙伴对系统热分析、材料研发与电弧加热器测试等展开了一系列的研究工作，并进行了两次飞行实验（SHARP-B1、SHARP-B2）。其中，SHARP-B2飞行实验中的尖锐翼前缘因热环境的不同分为三部分，分别采用的是ZrB2 / SiC / C、ZrB2 / SiC和HfB2/SiC材料。实验结果表明，二硼化铪（HfB2）和二硼化锆（ZrB2）为主体的超高温陶瓷材料可以作为大气层中高超声速飞行器热防护系统材料使用，且应用前景不可估量。2003年2月初，美国的航天飞机“哥伦比亚”号发生了令人震惊的爆炸惨剧。为了提高未来航天飞机的飞行安全性，使类似“哥伦比亚”号爆炸惨剧不再重演，在“哥伦比亚”号失事后，美国航天宇航局（NASA）迅速启动相关研究计划，其中包括重点研究、发展新一代熔点高于3000 ℃的的超高温陶瓷，作为未来航天飞机的阻热材料。
国内对超高温陶瓷材料的研究同样重视。在2014年国际新材料发展趋势论坛上，李仲平院士强调，要加快推进高性能、低成本的SiC前驱体与SiC纤维的研发工作，加快碳化物超高温陶瓷基础研究和应用基础研究。西北工业大学的成来飞教授介绍了SiCw / SiC层状结构陶瓷的研究进展。张立同院士课题组采用CVI、PIP和RMI等工艺制备出Cf / SiC陶瓷基复合材料，同时提出界面区的概念，建立Cf / SiC内基体裂纹和界面区相互作用的物理模型，并对其服役性能作出了系统性的评价。中国科学院上海硅酸盐研究所的董绍明教授介绍了原位反应法制备碳化物和氮化物陶瓷基复合材料，尝试通过PIP工艺，在Cf / SiC、SiCf / SiC复合材料的制备过程中加入硼、铝等添加剂，以缩短PIP致密化时间、提高抗氧化能力与力学性能。目前，国产超高温陶瓷材料正在逐步应用于我国的航空航天领域[35-38]。
4.2 硼化物超高温陶瓷
超高温硼化物主要有硼化铪（HfB2）、硼化锆（ZrB2）、硼化钽（TaB2）和硼化钛（TiB2）等，目前对硼化锆（ZrB2）和硼化铪（HfB2）的研究最为集中。硼化物超高温陶瓷（UHTCs）由较强的共价键构成，具有高熔点、高硬度、高强度、低蒸发率、高热导率与电导率等特点，但共价键较强的特性导致了其具有难以烧结和致密化的缺点。为了改善其烧结性能，提高致密度，可以通过提高反应物的表面能、降低生成物的晶界能、提高材料的体扩散率、加快物质的传输速率以及提高传质动力学等方法来解决。
单相硼化锆（ZrB2）和硼化铪（HfB2）在1200 ℃以下具有良好的抗氧化性，这是因为液态氧化硼（B2O3）玻璃相在表面生成，起到了良好的抗氧化保护作用。如硼化锆（ZrB2）的氧化过程中，硼化锆（ZrB2）氧化生成氧化锆（ZrO2）与氧化硼（B2O3），形成了抗氧化保护层，阻止了硼化锆（ZrB2）的氧化，当温度超过了氧化硼（B2O3）的熔点（450 ℃），氧化硼（B2O3）慢慢蒸发，温度越高，氧化硼（B2O3）的蒸发速率越大，其作为氧扩散阻碍层的作用越低，导致硼化物的抗氧化性能下降。Parthasarathy等[39] 针对硼化锆（ZrB2），硼化铪（HfB2）和硼化钛（TiB2）在1000 ～ 1800 ℃的氧化，指出在1400℃以下，硼化物的氧化动力学过程符合抛物线规律，金属原子的氧化物构成骨架，而产生的液态氧化硼填充到骨架里、涂敷在硼化物表面。此时，氧化速率受到氧通过液态氧化硼（B2O3）进行的扩散所控制。高温阶段，氧空位通过氧化物晶格进行的扩散过程制约着氧化速率。
通过添加碳化硅（SiC）制备出的ZrB2-SiC复合材料拥有更好的综合性能，例如具有较高的二元共晶温度、良好的抗氧化性能等。Clougherty等[40]在上世纪 60 年代把碳化硅（SiC）引入硼化锆（ZrB2），硼化铪（HfB2）中，最初的目的是细化晶粒、提高强度。添加碳化硅（SiC）后，高温下硼化物表面最外层，主要由富含二氧化硅（SiO2）的玻璃层组成，内部则是氧化物（ZrO2、HfO2）层。玻璃层能够阻止氧的扩散，因此硼化锆（ZrB2）在添加20 ～ 30 %体积比的碳化硅（SiC）后，在2000 ℃仍有较高的抗氧化性[41]。Sun等[42]研究氧化锆（ZrO2）纤维增韧相对ZrB2-SiC复合材料的影响，通过热压法在1850 ℃下制备出的ZrB2-SiC-ZrO2f陶瓷的弹性强度与断裂韧性分别为1086 ± 79 MPa和6.9 ± 0.4 MPa·m1/2。在高温时，ZrB2-SiC复合材料的表层会形成硼硅酸盐保护层，该保护层能够保持其抛物线氧化规律到超过1600 ℃。還有的添加物，例如硅化钼（MoSi2）、硅化锆（ZrSi2）、硅化钽（TaSi2）、硼化钽（TaB2）等，也被用于提高硼化锆（ZrB2）和硼化铪（HfB2）的抗氧化性。第二相的添加，使得高温下的材料表层形成高熔点玻璃相，阻止了氧气向材料内部的扩散，提高了材料的高温抗氧化性能。
4.3 碳化物超高温陶瓷
碳化物超高温陶瓷具有高熔点、高强度、高硬度及良好的化学稳定性，是应用广泛的超高温陶瓷材料[43-47]，目前常用的碳化物超高温陶瓷主要包括碳化硅（SiC）、碳化锆（ZrC）、碳化钽（TaC）和碳化铪（HfC）。碳化铪（HfC）、碳化锆（ZrC）和碳化钽（TaC）的熔点与其氧化物相比高得多，不经历任何固相相变，具有较好的抗热震性能，在高温下仍具有较高的强度。但是，这类碳化物超高温陶瓷的断裂韧性和抗氧化性相对较低，通常采用纤维进行增强增韧。
超高温碳化物的氧化是氧气向内部扩散或金属离子向外部扩散，以及气态或液态的（在温度相对较低的条件下）副产品通过氧化物层向外部逸散的综合过程。超高温碳化物的抗氧化性主要受氧化过程中气态副产品的形成和逸散的影响，例如CO和CO2。在碳化物超高温陶瓷中，碳化锆（ZrC）的价格相对便宜且具有高熔点、高硬度等性能，是十分有前景的超高温材料。单相碳化锆（ZrC）在高温下抗氧化性能较差；在空气中加热至800 ℃时开始严重氧化，形成氧化锆（ZrO2）和碳（C）；当温度升高至1100 ℃，碳（C）继续和氧气（O2）发生反应生成一氧化碳（CO）或二氧化碳（CO2）。研究结果显示，碳化铪（HfC）、碳化锆（ZrC）和碳化钽（TaC）将大量氧气吸收进晶格后，在高温环境下形成的氧化区至少包括2层；一层是含有极少空隙的内部氧化层，另一层是多孔的无法阻止氧扩散的外部氧化层。因此单相的碳化锆（ZrC）抗氧化性能较差，所以碳化锆（ZrC）一般与其他材料复合使用，如ZrC-Mo-Si2、ZrC-ZrB2、ZrC-SiC、ZrC-ZrO2和ZrC-Mo等。Savino等[48]将体积分数为5 %的硅化钼（MoSi2）加到碳化铪（HfC）中，发现硅化钼（MoSi2）促进烧结，烧结体密度达到理论密度的98 %，而且空隙很少。表层为多层结构，有裂纹，但与底层未反应的碳化铪（HfC） 结合较牢固。最外层仍是多孔氧化铪（HfO2），没有发现有连续的玻璃相。第二相添加物在提高碳化锆（ZrC）、碳化铪（HfC）的抗氧化性和烧结性能的同时，还可以有效的抑制基体晶粒的长大、引入残余应力，提高材料的强度和韧性。此外，Al、Cr 在高温下能氧化成致密的氧化铝（Al2O3）、氧化铬（Cr2O3）膜。刘东亮[49]利用第一性原理，比较了在碳化铪（HfC）中掺Al、Cr的形成能。他发现在碳化铪（HfC）中掺 Cr 的稳定性要优于掺 Al。
碳氧化物的烧结性、致密程度等对氧的扩散有很大影响。硼硅玻璃与金属碳氧化物相比相对致密，对氧的扩散有更好的抑制作用。这也是迄今为止，掺硅硼化物超高温陶瓷得到广泛研究的原因之一。
5 结语
世界航空航天技术的迅猛发展对超高温材料的性能提出了严酷的要求，特别是对于航空发动机热结构件和空天飞行器热防护系统，在服役过程中要承受严重的烧蚀、高速气流的强烈冲击与大梯度的热冲击，因此对超高温材料的性能提出了新的挑战。对于超高温陶瓷材料，尤其是硼化物的抗氧化性展开了广泛的研究。硼化物主要是通过表面形成的非晶膜（如硼硅玻璃）阻止氧的扩散，温度过高，非晶膜失效；碳化物主要通过碳氧化物层（HfCxOy、ZrCxOy、TaCxOy）阻止材料被氧化。虽然这些保护措施能提高超高温陶瓷材料的抗氧化性，但是大多数的研究表明这些材料只是在 1600 ℃以下有较好的抗氧化性，离超高温（> 2000 ℃）环境下的广泛应用还有较大差距。目前，我国在超高温材料领域的研究已经获得较大的突破性进展，然而对超高温材料的研究仍然有很多问题悬而未决。未来对于超高温材料的研究，应着重加强以下几方面：
（1）加强对C/C复合材料基体进行改性的研究。目前C/C复合材料基体改性研究大多在微小试样中进行，应转变研究对象，针对具体的应用构件，由微小试样转变为应用构件，要在如何提高制备工艺的稳定性、基体改性措施的可移植性和构件综合性能的协调性等问题上下功夫。
（2）使用材料计算方法进行原子氧的研究。该方法可以避免常规实验中材料与原子氧接触而产生的氧化；使用流体动力学方法模拟材料周围有流体流动时的現象，从这些方面去探索超高温陶瓷材料的氧化机理。
（3）开展超高温陶瓷材料表面的研究。分子氧、原子氧是如何与这些陶瓷材料的表面结合并进行扩散的，探索如何阻止超高温陶瓷表面与氧的结合和氧的扩散。
（4）探索提高超高温陶瓷材料韧性的措施。例如，是否可以将纳米线、纳米带、纳米棒引入碳化物、硼化物及其复合陶瓷中，探索其能否及如何提高超高温陶瓷的韧性。
（5）解决超高温陶瓷材料的缺陷控制问题。缺陷在超高温陶瓷材料中无法避免，同时，缺陷对超高温陶瓷材料的性能影响甚大。因此，探索缺陷的形成原因及其检测、表征和控制技术和手段，是未来研究的方向之一。
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