超高溫材料的研究進展

楊路平+周長靈+王艷艷+姜凱+劉福田

摘 要：超高溫材料對于航天飛行器具有重要作用，是飛行器在長時飛行、跨大氣層或再入飛行中不可或缺的組成部分，對飛行器的熱防護系統起著至關重要的作用。本文對近年來難熔金屬及其合金、C/C復合材料、超高溫陶瓷等超高溫材料的最新研究成果進行歸納、總結，分析超高溫材料的優缺點，提出存在的主要問題，探討今后的主要研究目標和重點發展方向。

關健詞：難熔金屬；C/C復合材料；碳化物陶瓷；硼化物陶瓷

1 引言

隨著航空航天技術的迅猛發展和實現空天一體化的迫切需要，航天飛行器成為近年來許多國家航空航天部門重點發展的對象。在長時高超聲速巡航、跨大氣層飛行和大氣層再入等極端環境下，航天飛行器機翼前緣和鼻錐等關鍵部位與大氣發生劇烈摩擦，產生極高的溫度，例如在Falcon計劃中機翼前緣的駐點區域溫度超過2000 ℃。火箭噴嘴口、吸氣增強推進系統和發動機進氣道在飛行過程中承受高熱載荷和機械載荷，也將直接影響到飛行器熱防護系統的安全[1]。目前，在惡劣的氧化對流環境中，極少材料能夠保持結構和尺寸的完整性。因此，設計和制備出具有良好的抗氧化、抗燒蝕、抗熱震性并保持足夠高溫強度的熱防護材料，成為新型航天飛行器亟需解決的關鍵技術問題。因具有高熔點、高比強度、高熱導、高電導、耐腐蝕以及較好的化學穩定性，超高溫材料成為應用于極端環境下飛行器熱防護系統的首選材料。目前，常用的超高溫材料有難熔金屬及其合金、C/C復合材料、超高溫陶瓷材料等。本文主要介紹近年來超高溫材料的研究進展及應用，同時對超高溫材料未來的主要研究目標和重點發展方向進行了展望。

2 難熔金屬及其合金

在難熔金屬、C/C復合材料以及超高溫陶瓷材料中，難熔金屬是最早進行研究并得到應用的超高溫材料。在難熔金屬中，研究和應用最多的是鎢（W）、錸（Re）、鈮（Nb）、鉬（Mo）等金屬。按照熔點由高到低進行排列，可以滿足超高溫環境使用溫度的難熔金屬大致包括以下10種，如表1所示[1-2]。

與其他難熔金屬相比，鎢（W）的熔點最高，具有較好的抗氧化性、抗熱震性及較高的抗燒蝕和抗沖刷能力，被應用于發動機喉襯等關鍵部件。但是鎢（W）的密度（19.3 g/cm3）相對較大，比強度較低，且在低溫時呈現脆性，會使強度大大降低，限制了其在飛行器其他部件的廣泛應用。很多研究表明[3]，為減輕純鎢（W）結構材料的重量，提高鎢（W）的力學性能，可以在鎢（W）制件中滲銅（Cu），通過銅（Cu）揮發帶走熱量，降低鎢（W）的表面溫度。在此基礎上，再添加氧化釷（ThO2）、碳化鉿（HfC）、碳化鋯（ZrC），顯著提高了鎢合金的強度和抗熱震性。此外，還可以通過加入錸（Re）提高鎢的塑性與強度，從而使脆性轉變溫度降低，再結晶溫度升高，增加抗熱疲勞性能與抗熱震能力[4]。

在難熔金屬中，錸（Re）由于其優異的綜合性能備受青睞，在高溫、耐磨、耐蝕等應用環境中，是極具競爭力的候選材料。錸（Re）具有高熔點（熔點為3180 ℃，僅次于鎢），且有較高的高溫強度、耐磨損和良好的抗熱震性能。錸（Re）在室溫下延展率達到5 %，抗拉強度達到1170 MPa，溫度升至2700℃時抗拉強度下降至50 MPa[1]。但是，錸（Re）的成本較高、資源較為匱乏、抗氧化性能較差，難以大面積使用。可以通過銥（Ir）涂層來提高錸（Re）的抗氧化性[5]。使用銥（Ir）涂層作為保護層的主要原因是：銥（Ir）的熔點較高，在2100 ℃的高溫環境下具有低氧滲透率、較低的蒸氣壓，在2200 ℃時仍有較好的抗氧化性能，氧化速率比錸（Re）低3個數量級，且銥（Ir）和錸（Re）的熱膨脹系數非常接近，可使其作為氧化阻擋層。Ir-Re材料已經在火箭發動機方面進行相關測試，已取得了能在2204℃高溫下正常工作的實際例證[6]。美國的Ultra-met公司采用化學氣相沉積法制備出近零燒蝕的Re/Ir/C-C超高溫復合材料，用于發動機推進室，用銥（Ir）作推進室的內壁。由于錸（Re）的密度（22.5 g/cm3）較高，所以在外壁添加C/C復合材料，銥（Ir）和C/C復合材料用0.025 ～ 0.050 mm的錸（Re）層連接，性能相當，但是平均密度減少到3.0 g/cm3以下。研究發現，沉積厚度為50 ～ 250 μm的銥薄膜在高溫下的抗氧化性能極高，Ir/Re結構的工作壽命可以在2200℃下延長10 ～ 20 s。研究結果表明[7]，2350 ℃是Ir-Re材料的使用上限，當溫度超過2300 ℃時，材料損失率將成為一個關鍵因素。Ir-Re材料的使用壽命主要受錸（Re）向銥（Ir）涂層擴散的影響，當錸（Re）在銥（Ir）涂層中的擴散濃度超過20 %時會發生氧化。

與鎢（W）和錸（Re）相比，鉬（Mo）的熔點、密度和成本較低，且鉬（Mo）的硅化物（如MoSi2）具有較好的抗氧化性能，使用溫度可以達到1700 ℃。目前，金屬間化合物的使用溫度一般僅為900 ～ 1100 ℃，遠沒有達到超高溫的使用范疇，而硅化鉬（MoSi2）的使用溫度已經超過1600 ℃，且具有良好的高溫抗氧化性、低密度（6.24 g/cm3）、良好的導熱性與導電性。鉬（Mo）還可以和硅（Si）、硼（B）形成具有極高高溫強度的三元金屬間化合物。例如，Mo-8.5Si-13.2B在1500℃時的屈服強度仍在1 GPa以上，與其它高溫結構使用的難熔金屬基或陶瓷基材料相比，具有廣泛的應用前景[8]。但是，硅化鉬（MoSi2）是C11b型晶體結構的金屬間化合物，延性低等缺點限制了其應用。為解決硅化鉬（MoSi2）抗蠕變性能與韌性差等缺陷，一般采取碳化硅（SiC）作為增強材料，以復合材料的形式應用于硅化鉬（MoSi2）。

難熔金屬及其合金作為超高溫材料使用，具有獨特的優點，如塑性好、韌性高、耐高溫等。但是，由于存在抗氧化能力較差、資源較少、成本偏高等問題，限制了其作為超高溫材料的發展與更廣泛應用。但是，錸（Re）與其它難熔金屬和陶瓷具有良好的相容性（如ThO2、HfO2、HfC、NbC、TaC與ZrC等），通過錸（Re）與其它難熔金屬、陶瓷組分的合理設計，構成復合材料，可以使錸（Re）的強度、抗蠕變性及抗環境因素能力得到極大的改善和提高，這也是未來研究和發展難熔金屬及其合金的重要方向。endprint

3 C/C復合材料

碳纖維增強碳基體復合材料（簡稱C/C復合材料）是一種新型的超高溫熱結構材料。C/C復合材料具有一系列優異的性能，如低密度、高比強度、高比模量、低膨脹系數、高熱導率、耐燒蝕和良好的抗熱震性能等。碳纖維是由碳元素組成的一種特種纖維，是一種高熔點材料，其質地柔軟，可加工成各種織物，沿纖維軸方向表現出很高的強度。碳纖維的力學性能隨使用溫度的升高而提高，這是其他陶瓷纖維所不具備的，特別是在超高溫環境（1000 ～ 2000 ℃）下，C/C復合材料仍具有優異的力學性能[9-12]。在C/C復合材料中，碳基體和碳纖維可以實現理想的界面結合，表現為力學連續體而非化學連續體。由于二者的熱膨脹系數幾乎相同，在熱解過程中不會因溫度的變化而在界面處產生殘余熱應力[13]，從而極大地拓展了C/C復合材料的應用空間。

3.1 C/C復合材料的研究進展

19世紀80年代初，Edison發現了最原始的C/C復合材料，即在碳絲上制備一層熱解碳膜用以延長燈絲的壽命[13]。而早期較為成熟的C/C復合材料則由美國Chance Vought航空公司制得，在測定碳纖維增強酚醛樹脂基復合材料的碳纖維含量中，其科研人員發現，經過熱解后，由于聚合物基體沒有被完全氧化而得到了碳基體。在C/C復合材料發展初期，研究者主要對C/C復合材料的制備工藝進行基礎研究，希望能夠制備出高強度、低成本的C/C復合材料[14]。自20世紀70年代開始，C/C復合材料的研究進入到高速發展階段，以英、法、美等國為代表的科技強國研制并開發出以細編穿刺、正交細編為主的二向、三向、四向等多維C/C復合材料。此外，隨著化學氣相沉積（CVD）技術和化學氣相滲透（CVI）技術的發展，在提高C/C復合材料性能的同時，降低了C/C復合材料的制備周期和成本[15-18]。20世紀90年代后期，美國軍方逐步發展新的武器系統，其中包括帶非核彈頭的高精度遠程彈道導彈、機動再入飛行器和下一代航天可重復使用運載器。俄羅斯、法國、日本等國也相繼提出了各自的亞軌道飛行器以及通用再入飛行器計劃。與國外相比，我國對C/C復合材料的研究進展毫不遜色，很多科研院所和高校對C/C復合材料的制備工藝進行了大量的研究[19-21]，從早期的常壓浸漬碳化工藝到等溫常壓浸漬工藝，再到后來的新型超高壓浸漬工藝、（強制流動）熱梯度化學氣相沉積工藝、限域變溫化學氣相沉積工藝、浸漬蒸發沉積工藝等一系列改進型制備工藝，這些改進型制備工藝使C/C復合材料的制備周期縮短，成本大幅度降低。目前，我國自行研制的C/C復合材料已應用于固體火箭發動機噴管、喉襯、導彈端頭以及飛機剎車系統等。

3.2 C/C復合材料的應用

目前，作為超高溫熱結構材料，C/C復合材料主要應用于高速導彈的端頭以及航天飛機的鼻錐和機翼前緣等重要部件。作為燒蝕材料，C/C復合材料主要應用于火箭發動機噴管、燃燒室、喉襯等重要部件。C/C復合材料在航空航天領域及國防等重要領域表現出極大的優越性[9，13]。這些重要應用，要求C/C復合材料在高溫（1500 ～ 2000 ℃，甚至高達3000 ℃以上）有氧的環境下長時間工作。但是，C/C復合材料在高溫下易氧化的特點使其在高溫有氧環境下長時間工作易損壞失效[22]。因此，提高C/C復合材料在高溫有氧環境中的抗氧化性能是實現C/C復合材料廣泛應用的關鍵[23，24]。

C/C復合材料因其優異的耐熱性能而成為飛行器表面熱防護材料的首選。以美、英、法、日為代表的科技大國已將C/C復合材料廣泛應用到航天飛行器的機翼前緣、鼻錐帽、起落架艙門以及機翼擋板等耐高溫部件上。C/C復合材料以其優異性能增加了制造出更高推動比的航空發動機的可能性，使飛行器在飛行速度和操控性方面有了突破性的提高。另外，利用C/C復合材料耐高溫燒蝕性能強、可設計性能好等特點，可將C/C復合材料應用于高性能的武器裝備上，主要應用于導彈鼻錐、固體火箭發動機噴管以及燃燒室。例如美國“民兵Ⅲ”導彈鼻錐、阿波羅指揮艙姿態控制發動機的噴管等[25，26]。在民用航空領域，C/C復合材料主要應用于制動裝置方面。20世紀70年代，英國的Dunlop航空公司利用C/C復合材料高強度、低密度、耐磨性好、制動吸收能量大等特點，首次在協和飛機上使用由C/C復合材料制備而成的飛機剎車裝置[27]。C/C復合材料飛機剎車裝置輕質、耐高溫、比熱容高、使用壽命更長（是金屬材質的5 ～ 7倍），剎車時更加平穩，而且噪音較小。在制動材料發展史上，碳剎車盤的發明被認為是里程碑式的進步。目前C/C復合材料剎車裝置在歐洲已經批量化生產[28]。隨著制備工藝的逐步成熟、完善，在不久的將來，低成本的C/C復合材料將被應用到化工、汽車、醫療和能源等更加廣泛的領域[29，30]。

4 超高溫陶瓷

超高溫陶瓷是指在高溫環境下（2000 ℃）以及反應氣氛中（例如在原子氧環境中）能夠保持物理與化學穩定性的一種特殊材料，是具有優良的高溫力學性能、高溫抗氧化性和抗熱震性的陶瓷基復合材料。超高溫陶瓷主要是由高熔點硼化物與碳化物組成，主要包括硼化鉿（HfB2）、硼化鋯（ZrB2）、碳化鉿（HfC）、碳化鋯（ZrC）、碳化鉭（TaC）等。硼化物、碳化物超高溫陶瓷的熔點均超過3000 ℃，具有優良的熱化學穩定性和優異的物理性能，包括高彈性模量、高硬度、低飽和蒸汽壓、適中的熱膨脹率和良好抗熱震性能等，并且能在高溫下保持很高的強度。超高溫陶瓷能夠適應超高音速長時飛行、大氣層再入、跨大氣層飛行與火箭推進系統等極端環境，可以應用于飛行器鼻錐、機翼前緣、發動機熱端等各種關鍵部件[31-33]。作為應用在航空航天飛行器上的重要材料，超高溫陶瓷材料得到各國的高度關注。表2是常見的超高溫陶瓷的熱物理性能。

4.1 超高溫陶瓷的研究進展[34]

國外對超高溫陶瓷材料的研究始于20世紀60年代初期，在美國國防部的大力支持下，Manlab開始對超高溫陶瓷材料進行研究，主要研究對象是ZrB2和HfB2及其復合材料，其研制出的80 vol%HfB2 - 20 vol%SiC復合材料基本能夠達到高溫氧化環境下持續使用的要求，為尖銳前緣飛行器及其熱防護系統的分析與設計提供了巨大的幫助。20世紀90年代，NASA Ames實驗室開始對超高溫陶瓷材料進行相關研究，Ames實驗室及相關合作伙伴對系統熱分析、材料研發與電弧加熱器測試等展開了一系列的研究工作，并進行了兩次飛行實驗（SHARP-B1、SHARP-B2）。其中，SHARP-B2飛行實驗中的尖銳翼前緣因熱環境的不同分為三部分，分別采用的是ZrB2 / SiC / C、ZrB2 / SiC和HfB2/SiC材料。實驗結果表明，二硼化鉿（HfB2）和二硼化鋯（ZrB2）為主體的超高溫陶瓷材料可以作為大氣層中高超聲速飛行器熱防護系統材料使用，且應用前景不可估量。2003年2月初，美國的航天飛機“哥倫比亞”號發生了令人震驚的爆炸慘劇。為了提高未來航天飛機的飛行安全性，使類似“哥倫比亞”號爆炸慘劇不再重演，在“哥倫比亞”號失事后，美國航天宇航局（NASA）迅速啟動相關研究計劃，其中包括重點研究、發展新一代熔點高于3000 ℃的的超高溫陶瓷，作為未來航天飛機的阻熱材料。endprint

國內對超高溫陶瓷材料的研究同樣重視。在2014年國際新材料發展趨勢論壇上，李仲平院士強調，要加快推進高性能、低成本的SiC前驅體與SiC纖維的研發工作，加快碳化物超高溫陶瓷基礎研究和應用基礎研究。西北工業大學的成來飛教授介紹了SiCw / SiC層狀結構陶瓷的研究進展。張立同院士課題組采用CVI、PIP和RMI等工藝制備出Cf / SiC陶瓷基復合材料，同時提出界面區的概念，建立Cf / SiC內基體裂紋和界面區相互作用的物理模型，并對其服役性能作出了系統性的評價。中國科學院上海硅酸鹽研究所的董紹明教授介紹了原位反應法制備碳化物和氮化物陶瓷基復合材料，嘗試通過PIP工藝，在Cf / SiC、SiCf / SiC復合材料的制備過程中加入硼、鋁等添加劑，以縮短PIP致密化時間、提高抗氧化能力與力學性能。目前，國產超高溫陶瓷材料正在逐步應用于我國的航空航天領域[35-38]。

4.2 硼化物超高溫陶瓷

超高溫硼化物主要有硼化鉿（HfB2）、硼化鋯（ZrB2）、硼化鉭（TaB2）和硼化鈦（TiB2）等，目前對硼化鋯（ZrB2）和硼化鉿（HfB2）的研究最為集中。硼化物超高溫陶瓷（UHTCs）由較強的共價鍵構成，具有高熔點、高硬度、高強度、低蒸發率、高熱導率與電導率等特點，但共價鍵較強的特性導致了其具有難以燒結和致密化的缺點。為了改善其燒結性能，提高致密度，可以通過提高反應物的表面能、降低生成物的晶界能、提高材料的體擴散率、加快物質的傳輸速率以及提高傳質動力學等方法來解決。

單相硼化鋯（ZrB2）和硼化鉿（HfB2）在1200 ℃以下具有良好的抗氧化性，這是因為液態氧化硼（B2O3）玻璃相在表面生成，起到了良好的抗氧化保護作用。如硼化鋯（ZrB2）的氧化過程中，硼化鋯（ZrB2）氧化生成氧化鋯（ZrO2）與氧化硼（B2O3），形成了抗氧化保護層，阻止了硼化鋯（ZrB2）的氧化，當溫度超過了氧化硼（B2O3）的熔點（450 ℃），氧化硼（B2O3）慢慢蒸發，溫度越高，氧化硼（B2O3）的蒸發速率越大，其作為氧擴散阻礙層的作用越低，導致硼化物的抗氧化性能下降。Parthasarathy等[39] 針對硼化鋯（ZrB2），硼化鉿（HfB2）和硼化鈦（TiB2）在1000 ～ 1800 ℃的氧化，指出在1400℃以下，硼化物的氧化動力學過程符合拋物線規律，金屬原子的氧化物構成骨架，而產生的液態氧化硼填充到骨架里、涂敷在硼化物表面。此時，氧化速率受到氧通過液態氧化硼（B2O3）進行的擴散所控制。高溫階段，氧空位通過氧化物晶格進行的擴散過程制約著氧化速率。

通過添加碳化硅（SiC）制備出的ZrB2-SiC復合材料擁有更好的綜合性能，例如具有較高的二元共晶溫度、良好的抗氧化性能等。Clougherty等[40]在上世紀 60 年代把碳化硅（SiC）引入硼化鋯（ZrB2），硼化鉿（HfB2）中，最初的目的是細化晶粒、提高強度。添加碳化硅（SiC）后，高溫下硼化物表面最外層，主要由富含二氧化硅（SiO2）的玻璃層組成，內部則是氧化物（ZrO2、HfO2）層。玻璃層能夠阻止氧的擴散，因此硼化鋯（ZrB2）在添加20 ～ 30 %體積比的碳化硅（SiC）后，在2000 ℃仍有較高的抗氧化性[41]。Sun等[42]研究氧化鋯（ZrO2）纖維增韌相對ZrB2-SiC復合材料的影響，通過熱壓法在1850 ℃下制備出的ZrB2-SiC-ZrO2f陶瓷的彈性強度與斷裂韌性分別為1086 ± 79 MPa和6.9 ± 0.4 MPa·m1/2。在高溫時，ZrB2-SiC復合材料的表層會形成硼硅酸鹽保護層，該保護層能夠保持其拋物線氧化規律到超過1600 ℃。還有的添加物，例如硅化鉬（MoSi2）、硅化鋯（ZrSi2）、硅化鉭（TaSi2）、硼化鉭（TaB2）等，也被用于提高硼化鋯（ZrB2）和硼化鉿（HfB2）的抗氧化性。第二相的添加，使得高溫下的材料表層形成高熔點玻璃相，阻止了氧氣向材料內部的擴散，提高了材料的高溫抗氧化性能。

4.3 碳化物超高溫陶瓷

碳化物超高溫陶瓷具有高熔點、高強度、高硬度及良好的化學穩定性，是應用廣泛的超高溫陶瓷材料[43-47]，目前常用的碳化物超高溫陶瓷主要包括碳化硅（SiC）、碳化鋯（ZrC）、碳化鉭（TaC）和碳化鉿（HfC）。碳化鉿（HfC）、碳化鋯（ZrC）和碳化鉭（TaC）的熔點與其氧化物相比高得多，不經歷任何固相相變，具有較好的抗熱震性能，在高溫下仍具有較高的強度。但是，這類碳化物超高溫陶瓷的斷裂韌性和抗氧化性相對較低，通常采用纖維進行增強增韌。

超高溫碳化物的氧化是氧氣向內部擴散或金屬離子向外部擴散，以及氣態或液態的（在溫度相對較低的條件下）副產品通過氧化物層向外部逸散的綜合過程。超高溫碳化物的抗氧化性主要受氧化過程中氣態副產品的形成和逸散的影響，例如CO和CO2。在碳化物超高溫陶瓷中，碳化鋯（ZrC）的價格相對便宜且具有高熔點、高硬度等性能，是十分有前景的超高溫材料。單相碳化鋯（ZrC）在高溫下抗氧化性能較差；在空氣中加熱至800 ℃時開始嚴重氧化，形成氧化鋯（ZrO2）和碳（C）；當溫度升高至1100 ℃，碳（C）繼續和氧氣（O2）發生反應生成一氧化碳（CO）或二氧化碳（CO2）。研究結果顯示，碳化鉿（HfC）、碳化鋯（ZrC）和碳化鉭（TaC）將大量氧氣吸收進晶格后，在高溫環境下形成的氧化區至少包括2層；一層是含有極少空隙的內部氧化層，另一層是多孔的無法阻止氧擴散的外部氧化層。因此單相的碳化鋯（ZrC）抗氧化性能較差，所以碳化鋯（ZrC）一般與其他材料復合使用，如ZrC-Mo-Si2、ZrC-ZrB2、ZrC-SiC、ZrC-ZrO2和ZrC-Mo等。Savino等[48]將體積分數為5 %的硅化鉬（MoSi2）加到碳化鉿（HfC）中，發現硅化鉬（MoSi2）促進燒結，燒結體密度達到理論密度的98 %，而且空隙很少。表層為多層結構，有裂紋，但與底層未反應的碳化鉿（HfC） 結合較牢固。最外層仍是多孔氧化鉿（HfO2），沒有發現有連續的玻璃相。第二相添加物在提高碳化鋯（ZrC）、碳化鉿（HfC）的抗氧化性和燒結性能的同時，還可以有效的抑制基體晶粒的長大、引入殘余應力，提高材料的強度和韌性。此外，Al、Cr 在高溫下能氧化成致密的氧化鋁（Al2O3）、氧化鉻（Cr2O3）膜。劉東亮[49]利用第一性原理，比較了在碳化鉿（HfC）中摻Al、Cr的形成能。他發現在碳化鉿（HfC）中摻 Cr 的穩定性要優于摻 Al。endprint

碳氧化物的燒結性、致密程度等對氧的擴散有很大影響。硼硅玻璃與金屬碳氧化物相比相對致密，對氧的擴散有更好的抑制作用。這也是迄今為止，摻硅硼化物超高溫陶瓷得到廣泛研究的原因之一。

5 結語

世界航空航天技術的迅猛發展對超高溫材料的性能提出了嚴酷的要求，特別是對于航空發動機熱結構件和空天飛行器熱防護系統，在服役過程中要承受嚴重的燒蝕、高速氣流的強烈沖擊與大梯度的熱沖擊，因此對超高溫材料的性能提出了新的挑戰。對于超高溫陶瓷材料，尤其是硼化物的抗氧化性展開了廣泛的研究。硼化物主要是通過表面形成的非晶膜（如硼硅玻璃）阻止氧的擴散，溫度過高，非晶膜失效；碳化物主要通過碳氧化物層（HfCxOy、ZrCxOy、TaCxOy）阻止材料被氧化。雖然這些保護措施能提高超高溫陶瓷材料的抗氧化性，但是大多數的研究表明這些材料只是在 1600 ℃以下有較好的抗氧化性，離超高溫（> 2000 ℃）環境下的廣泛應用還有較大差距。目前，我國在超高溫材料領域的研究已經獲得較大的突破性進展，然而對超高溫材料的研究仍然有很多問題懸而未決。未來對于超高溫材料的研究，應著重加強以下幾方面：

（1）加強對C/C復合材料基體進行改性的研究。目前C/C復合材料基體改性研究大多在微小試樣中進行，應轉變研究對象，針對具體的應用構件，由微小試樣轉變為應用構件，要在如何提高制備工藝的穩定性、基體改性措施的可移植性和構件綜合性能的協調性等問題上下功夫。

（2）使用材料計算方法進行原子氧的研究。該方法可以避免常規實驗中材料與原子氧接觸而產生的氧化；使用流體動力學方法模擬材料周圍有流體流動時的現象，從這些方面去探索超高溫陶瓷材料的氧化機理。

（3）開展超高溫陶瓷材料表面的研究。分子氧、原子氧是如何與這些陶瓷材料的表面結合并進行擴散的，探索如何阻止超高溫陶瓷表面與氧的結合和氧的擴散。

（4）探索提高超高溫陶瓷材料韌性的措施。例如，是否可以將納米線、納米帶、納米棒引入碳化物、硼化物及其復合陶瓷中，探索其能否及如何提高超高溫陶瓷的韌性。

（5）解決超高溫陶瓷材料的缺陷控制問題。缺陷在超高溫陶瓷材料中無法避免，同時，缺陷對超高溫陶瓷材料的性能影響甚大。因此，探索缺陷的形成原因及其檢測、表征和控制技術和手段，是未來研究的方向之一。

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