申仲琳, 劉園, 蘇海軍,2, 趙迪, 劉海方

(1.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點實驗室, 陜西 西安 710072; 2.西北工業(yè)大學(xué)深圳研究院, 深圳 518057)

超高溫氧化物共晶陶瓷具有優(yōu)異的耐高溫、抗氧化、抗腐蝕、抗蠕變和高溫強度等特性，特別相較于傳統(tǒng)燒結(jié)陶瓷，具有杰出的高溫力學(xué)性能和高溫結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，以及極端高溫水氧腐蝕環(huán)境下優(yōu)異的抗氧化腐蝕性能[1]。此外，熔體生長的氧化物共晶陶瓷經(jīng)機械加工后，能夠用于無需冷卻的渦輪發(fā)動機噴嘴、導(dǎo)向葉片及燃燒室內(nèi)襯，預(yù)計將提高發(fā)動機熱效率達9%[1]，并大大降低氮氧化物等廢氣的排放。因此，熔體生長的氧化物共晶陶瓷在航空航天領(lǐng)域具有極大的工程應(yīng)用前景及潛在的經(jīng)濟價值，有望成為1 600 ℃以上超高溫氧化性氣氛中長期服役的新一代先進結(jié)構(gòu)材料。

定向凝固是制備氧化物共晶陶瓷的核心關(guān)鍵技術(shù)[2]。傳統(tǒng)定向凝固技術(shù)，如布里奇曼法(Bridgman,BM)、邊界外延生長法(edge defined film fed growth,EFG)、微抽拉法(micro pulling down,MPD)等適合制備表面光滑、高致密度的棒狀氧化鋁基共晶陶瓷。然而，受坩堝形狀、尺寸及材料特性等限制，所制樣品形狀簡單、尺寸較小，凝固組織粗大，限制了力學(xué)性能的提高和工程應(yīng)用，難以滿足復(fù)雜化、均細化、強韌化超高溫氧化物陶瓷的迫切需求。因此，亟需開發(fā)新的凝固制備技術(shù)及綜合利用各種調(diào)控手段，全面提升氧化鋁基共晶陶瓷的成形質(zhì)量及綜合力學(xué)性能。近年來發(fā)展的高梯度定向凝固技術(shù)，例如激光懸浮區(qū)熔法(laser floating zone melting,LFZM)、激光區(qū)熔法(laser zone melting,LZM)、激光加熱基座生長法(laser heated pedestal growth,LHPG)、選區(qū)激光熔化(selective laser melting,SLM)、激光增材制造(laser additive manufacture,LAM)等方法在獲得高致密、組織細小、柔性制造成形等方面具有突出的優(yōu)勢[3]。然而，陶瓷具有較高的脆硬特性，在高梯度定向凝固過程中，易產(chǎn)生多種加工缺陷，成為高性能、復(fù)雜結(jié)構(gòu)、超高溫氧化鋁基共晶陶瓷的制備難點。

本文綜述了超高溫氧化鋁基共晶陶瓷定向凝固技術(shù)的發(fā)展現(xiàn)狀，探討了氧化物共晶陶瓷高梯度定向凝固過程中氣孔、裂紋等缺陷的產(chǎn)生機理及控制方法，概述了凝固組織特征、均細化調(diào)控方法及晶體取向研究現(xiàn)狀，總結(jié)了氧化物共晶陶瓷的力學(xué)性能及強韌化調(diào)控方法。最后，展望了高梯度定向凝固制備高性能大尺寸氧化物共晶陶瓷的發(fā)展趨勢。

1 氧化鋁基共晶陶瓷高梯度定向凝固技術(shù)及缺陷控制

1.1 氧化物共晶陶瓷凝固成形技術(shù)

目前，發(fā)展的氧化鋁基自生復(fù)合共晶陶瓷制備技術(shù)的原理特征及所制陶瓷試樣的宏觀形貌、力學(xué)性能和凝固組織如表1所示。

表1 氧化物共晶陶瓷凝固成形技術(shù)

續(xù)表1

從表1可知，共晶陶瓷凝固技術(shù)的發(fā)展歷史是溫度梯度不斷提升、凝固組織不斷細化的過程。BM法已能夠制備出較大尺寸共晶陶瓷[5]，但該技術(shù)溫度梯度小(<100 K/cm)，凝固速率低(5 mm/h[21])，晶體生長周期長，共晶組織粗大，且坩堝成本高，易與共晶陶瓷反應(yīng)，造成污染和性能惡化。μ-PD法和LHPG法適合制備直徑為毫米級或更細小的纖維/細棒狀共晶陶瓷，對加工材料具有較廣泛的適用性，通過調(diào)節(jié)抽拉速率可以實現(xiàn)微觀組織調(diào)控，但該技術(shù)較難實現(xiàn)大尺寸和復(fù)雜形狀試樣的制備。LFZM法采用高能激光束作為熱源，具有較高的溫度梯度，能夠制備出組織致密且無明顯氣孔和裂紋缺陷的共晶陶瓷，試樣形狀為棒狀，且直徑普遍小于5 mm[12]。近年來，陶瓷LAM技術(shù)取得了長足進展，已成功獲得了表面光滑且高致密(98.7%)的不同形狀的棒狀及薄壁狀A(yù)l2O3/GAP/ZrO2三元共晶陶瓷[22]，尺寸可分別達到Φ(4～5)mm×h250 mm[18],約15 mm×13 mm×4 mm[17]，且具有良好的熱穩(wěn)定性。

1.2 氧化物陶瓷凝固缺陷形成及其控制

氧化鋁基共晶陶瓷具有高的熔點(Al2O3/YAG共晶陶瓷熔點1 826 ℃)[23]、高的熔體黏度(Al2O3熔體黏度高達30 m·Pa·s[24]，金屬鋁的熔體黏度僅為1.2～4.2 m·Pa·s[25])、復(fù)雜的成分和化合物相組成，以及高脆硬特性，使其在定向凝固過程，特別是在高溫度梯度、高凝固速率下極易出現(xiàn)氣孔、裂紋、縮松以及雜晶等凝固缺陷，嚴重影響共晶陶瓷的成形質(zhì)量與力學(xué)性能。

蘇海軍等[26]建立了氧化鋁基共晶陶瓷LFZM制備過程中的氣孔形核、長大、粗化模型，如圖1所示。研究發(fā)現(xiàn)，凝固速率小于25 μm/s時，Al2O3/EAG/ZrO2凝固陶瓷幾乎沒有氣孔，凝固速率提高至25 μm/s時，試樣中心產(chǎn)生了尺寸約為Φ300 μm的氣孔。隨凝固速率增大，氣孔尺寸增大，數(shù)量增多。根據(jù)表面張力梯度及氣泡臨界遷移速率進一步分析，氣泡由固液界面前沿非均質(zhì)形核產(chǎn)生。

圖1 不同凝固速率下氣孔分布

LAM技術(shù)[27]具有較高溫度梯度(>104 K/cm)、掃描速率(300～1 000 mm/min)和冷卻速率(103～104K/s)[16]。激光作用下，熔池中氣體溶解度、凝固速率和氣泡長大/遷移速率的綜合作用導(dǎo)致氣孔尺寸和分布隨加工參數(shù)的變化呈現(xiàn)不同特征[26]。Yan等[28]發(fā)現(xiàn)激光加工過程中由于驟冷造成試樣頂部縮孔缺陷。熔池中氣體的逸出速度低于凝固速度，被凝固界面捕獲[29]，易形成規(guī)則球形氣孔，液相補縮不足形成縮孔。隨激光功率增大，氣孔率先增大后減小；隨掃描速率增大，氣孔率先減小后增大；隨送粉氣流增大，氣孔率持續(xù)增大。李發(fā)智等[30]基于凝固理論及氣泡動力學(xué)，建立了氣孔形成判據(jù)。研究發(fā)現(xiàn)，熔池中心部位氣孔率較大，邊緣部位氣孔率低，多為單一圓形氣孔。隨激光功率增大，馬蘭戈尼對流增強，氣孔率降低。

激光快速凝固過程中，易產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，且不斷積累，促使裂紋萌生并擴展。劉海方等[31]利用LAM技術(shù)制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷過程中發(fā)現(xiàn)，增大激光功率或降低掃描速率均會增大驟冷應(yīng)力，從而產(chǎn)生裂紋缺陷。當(dāng)掃描速率增大至12 mm/min時，獲得了表面光滑無裂紋的薄板共晶陶瓷，如圖2a)所示。進一步，通過1 000 ℃預(yù)熱及加工結(jié)束后逐級降低激光功率往復(fù)掃描，能夠降低冷卻速率，減小熱應(yīng)力，成功獲得了無明顯裂紋缺陷的氧化物共晶陶瓷[17]，如圖2b)所示。

圖2 LAM制備的Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷

吳東江等[32]研究發(fā)現(xiàn)，LAM制備Al2O3陶瓷過程中，添加ZrO2和Y2O3能夠?qū)崿F(xiàn)晶粒細化，有效減少裂紋缺陷。Al2O3/ZrO2共晶陶瓷的LAM制備過程中，添加不同含量(質(zhì)量分數(shù)10%～25%)和尺寸(45～90 μm)的SiC粉末能夠明顯減少裂紋數(shù)量。SiC顆粒周圍發(fā)生界面反應(yīng)，能夠?qū)崿F(xiàn)與基體的緊密結(jié)合。此外，由斷裂表面能、彈性模量和膨脹系數(shù)不匹配產(chǎn)生的能量耗散機制，能夠有效抑制裂紋擴展。Ferrage等[33]在氧化釔穩(wěn)定氧化鋯粉末(YSZ)中加入少量石墨(體積分數(shù)<5%)，使Nd∶YAG激光的吸收率由2%提高至50%～60%，明顯減少了裂紋缺陷。此外，通過工藝調(diào)控[34-35]包括控制粉末特性,調(diào)節(jié)激光功率、掃描速率等工藝參數(shù),引入基板預(yù)熱、超聲振動、水冷輔助等[36-38]方法，均可實現(xiàn)裂紋缺陷的抑制。

2 氧化鋁基共晶陶瓷凝固組織特征及均細化調(diào)控

2.1 高梯度定向凝固組織特征

蘇海軍等[26]研究發(fā)現(xiàn)，LFZM技術(shù)高溫度梯度(約104 K/cm)和凝固速率下(約400 μm/s)，共晶陶瓷共晶間距為0.193 μm[39]，組織形貌隨工藝參數(shù)不斷變化。蘇海軍和馬為丹等[40-41]利用LFZM法制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷過程中發(fā)現(xiàn)，隨凝固速率的增大，組織由象形文字非規(guī)則共晶形貌向棒狀和層片狀規(guī)則共晶形貌轉(zhuǎn)變，如圖3a)～3d)所示。當(dāng)遠離Al2O3/GAP共晶成分時，易生成初生相：AG15亞共晶中，樹枝狀A(yù)l2O3初生相領(lǐng)先生長(見圖3e))，AG28過共晶中，GAP樹枝狀初生相優(yōu)先生長(見圖3f))[42]。

圖3 LFZM制備的氧化物陶瓷凝固組織形貌

另外，馬為丹等[43]發(fā)現(xiàn)，由于LFZM過程中熔區(qū)的不穩(wěn)定性，在低抽拉速率下易出現(xiàn)表面周期性起伏形貌，凝固速率V和周期性條帶長度L符合L/V≈(275.6±2.1) s，微觀組織呈現(xiàn)周期性帶狀形貌。蘇海軍等[40]研究發(fā)現(xiàn)，LFZM過程中溫度梯度周期性變化，單相組織不穩(wěn)定性和初生相在固液界面前的自由生長導(dǎo)致了微觀組織周期性生長條紋的形成，隨掃描速率的增加(>25 μm/s)，組織不穩(wěn)定性減弱。

劉海方等[18]在LAM打印Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷過程中發(fā)現(xiàn)，試樣出現(xiàn)周期性組織粗化區(qū)，且該區(qū)域的組織尺寸是其他區(qū)域的4～5倍，很大程度上影響了試樣的組織均勻性，可能成為試樣的性能弱化區(qū)[17]。Yan等[44]研究了組織粗化區(qū)的成因：不平穩(wěn)固液界面導(dǎo)致溫度梯度差異大，引起熱流擾動，造成固液界面前沿成分過冷及單相失穩(wěn)，從而形成了粗大帶狀組織。劉海方等[17]研究表明，沉積層部分重熔時，緊鄰熔池區(qū)域的細小組織受到接近熔點的高溫作用而發(fā)生快速粗化，從而形成了周期性帶狀組織粗大區(qū)[17-18]，如圖4所示。

圖4 LAM法制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷中的周期性帶狀組織[17-18]

2.2 凝固組織均細化調(diào)控

高溫度梯度定向凝固過程中，易產(chǎn)生固液界面失穩(wěn)，加上氧化物陶瓷小平面相凝固特性的影響，氧化物共晶陶瓷凝固組織呈現(xiàn)多樣性、不均勻性。粗大初生相及組織粗化區(qū)極易減小韋伯系數(shù)[43]，削弱材料力學(xué)性能。因此任群等[45]以MK模型及最高界面生長溫度假設(shè)為基礎(chǔ)，研究了LFZM制備Al2O3/EAG共晶過程中各相的競爭生長，計算獲得了初生相與共晶相的共生生長區(qū)間。研究表明，低速下近共晶成分亦可獲得完全共晶組織，避免了樹枝晶和初生相的生成(二元體系共生生長范圍為摩爾分數(shù)15.5%～22.5%Er2O3)。

任群等[46]建立了原子團簇物理模型，如圖5a)所示。研究發(fā)現(xiàn)，小平面相體積分數(shù)和凝固速率共同影響共晶體系的組織規(guī)則化進程，其中凝固速率起主導(dǎo)作用。馬為丹等[39,42]綜合利用規(guī)則共晶的JH模型及非規(guī)則共晶的GK模型，定量表征了Al2O3/GAP共晶的凝固速率與共晶間距的關(guān)系(見圖5b))，為凝固組織均細化調(diào)控提供了理論依據(jù)。

圖5 氧化鋁基共晶自生復(fù)合陶瓷規(guī)則非規(guī)則共晶生長和轉(zhuǎn)變機制

Yan等[44]通過調(diào)整工藝參數(shù)將帶狀組織粗大區(qū)的厚度減小至約10 μm，但效果有限。吳東江等[47]采用LAM技術(shù)在鈦合金和Al2O3/YAG復(fù)合陶瓷基板上制備氧化鋁陶瓷，由于鈦合金基板導(dǎo)熱系數(shù)高，冷卻速率大，從而促進陶瓷晶粒細化。吳東江等[20,48]研究了普通基板和水冷恒溫基板對LAM制備Al2O3/YAG共晶陶瓷組織和性能的影響。結(jié)果表明，在水冷恒溫基板上制備的Al2O3/YAG共晶陶瓷共晶間距減小了78%(210 μm)，硬度提升了10%。

2018年，Hu等[37]將超聲振動引入LAM中，通過超聲破碎和深過冷形核的方式實現(xiàn)組織的超細化和均勻化，如圖6所示。Yan等[49-50]采用超聲輔助的LAM成功制備出具有納米組織(共晶間距60～70 nm)的Al2O3/ZrO2共晶陶瓷，揭示出超聲后臨界形核半徑和自由能的降低是導(dǎo)致層片間距減小的主要原因。

圖6 超聲振動對Al2O3/ZrO2共晶組織均細化影響[50]

3 氧化鋁基共晶陶瓷晶體取向選擇與織構(gòu)控制研究

3.1 氧化鋁基共晶陶瓷的晶體學(xué)取向關(guān)系

熔體生長技術(shù)使氧化鋁基共晶陶瓷各相在特定熱流驅(qū)動下?lián)駜?yōu)生長，共晶相之間基于最小界面能原則形成了一定的晶體學(xué)取向以及相界面關(guān)系，如表2所示。Benamara等[8]采用μ-PD法考察了凝固速率對Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶陶瓷晶體學(xué)取向的影響，如圖7所示。

圖7 不同提拉速率(Vg)下，塊狀A(yù)l2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷橫截面XRD圖

表2 定向凝固氧化鋁基共晶陶瓷的擇優(yōu)取向關(guān)系

為明確氧化鋁基共晶陶瓷在凝固過程中晶體學(xué)取向的演變規(guī)律，王旭等[51]采用光學(xué)浮區(qū)法(optical floating zone,OFZ)以10 mm/h的凝固速率制備了單晶相Al2O3/YAG二元共晶復(fù)合陶瓷。研究發(fā)現(xiàn)，凝固初期Al2O3和YAG兩相均處于晶體學(xué)取向競爭階段，如圖8所示。

圖8 距離籽晶不同距離處的Al2O3/YAG共晶晶體學(xué)取向EBSD圖和相應(yīng)的反極圖[51]

3.2 氧化鋁基共晶陶瓷織構(gòu)調(diào)控

Waku等[6,21]發(fā)現(xiàn)定向凝固氧化鋁基共晶自生復(fù)合陶瓷各向異性明顯，尤其在擇優(yōu)生長方向上表現(xiàn)出更加優(yōu)異的室溫和高溫力學(xué)性能。定向凝固晶體生長過程中，使用籽晶可以對凝固過程中晶體學(xué)取向演變及織構(gòu)調(diào)控產(chǎn)生影響，進而提升材料力學(xué)性能。Murayama等[61]分別采用μ-PD法和BM法，通過控制凝固參數(shù)，制備了c軸和a軸Al2O3引晶的Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶陶瓷，研究了Al2O3相的生長取向?qū)Ω邷貜姸鹊挠绊憽l2O3相繼承了籽晶的晶體學(xué)取向，YAG并未實現(xiàn)晶體學(xué)取向的穩(wěn)定調(diào)控。此外，1 600 ℃下的高溫強度與Al2O3相的晶體學(xué)取向強烈相關(guān)，且在c軸[0001]Al2O3取向上獲得最高的壓縮強度(600 MPa)。

圖9 Al2O3相沿生長方向的EBSD圖和極圖

Yoshimura等[62]以a軸Al2O3單晶為籽晶，采用BM法制備了Al2O3/YAG:Ce共晶，并在初始連接部位觀察到共晶中Al2O3相繼承了籽晶的晶體學(xué)取向(見圖9)。王旭等[63]以c軸Al2O3單晶為籽晶，采用OFZ法制備了Al2O3/YAG共晶，發(fā)現(xiàn)Al2O3相同樣繼承了籽晶的取向，利用近重位點陣模型揭示了相界面能在定向凝固過程中起主導(dǎo)作用。

4 氧化鋁基共晶陶瓷力學(xué)性能與強韌化研究

4.1 氧化鋁基共晶陶瓷的強度和熱穩(wěn)定性

氧化鋁基共晶陶瓷以其獨特的三維纏繞共晶結(jié)構(gòu)及高熔點、低密度、抗氧化、良好的高溫力學(xué)性能、優(yōu)異的組織和性能熱穩(wěn)定性等特點，受到國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。1997年，日本W(wǎng)aku等[6]報道了BM法制備的Al2O3/YAG共晶具有優(yōu)良的力學(xué)性能：抗彎強度從室溫至1 800 ℃(共晶點溫度1 826 ℃)始終保持在350～400 MPa，如圖10所示。1 600 ℃和10-4/s應(yīng)變速率下，壓縮蠕變強度高達433 MPa，是同成分燒結(jié)陶瓷的7～13倍；1 700 ℃抗拉強度160 MPa。1 600 ℃下Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶的彎曲強度高達851 MPa，為同成分燒結(jié)陶瓷的57倍[64]。日本Lee等[9,65-66]采用μ-PD法，900 mm/h速率下成功制備出Al2O3/YAG/ZrO2陶瓷纖維，1 200 ℃下的拉伸強度為970 MPa(室溫下為1 100 MPa)，1 500 ℃下生長方向上的壓縮強度高達1 400 MPa，并伴隨塑性變形。

Pastor等[67]研究發(fā)現(xiàn)，棒狀A(yù)l2O3/YAG共晶陶瓷(Φ1 mm)的抗彎強度與凝固速度成正比，750 mm/h速率下室溫強度為2 GPa，1 627 ℃下受組織粗化影響略微下降，但強度仍高達1.53 GPa。Oliete等[68]制備的Al2O3/YAG/YSZ納米共晶纖維彎曲強度高達4.6 GPa。Oliete等[68]研究表明，彎曲強度與材料組織尺寸成反比，均細化微觀組織有利于提高氧化物共晶陶瓷性能。Park等[69]采用EFG法制備出Φ75 μm纖維狀A(yù)l2O3/YAG共晶陶瓷，拉伸強度達到1.37 GPa。美國NASA研究所[70]用激光加熱浮區(qū)法(laser heated floating zone, LHFZ)制備的Al2O3/ZrO2(Y2O3)共晶陶瓷纖維強度高達2 GPa，1 560 ℃熱處理24 h后，強度無明顯降低。

圖10 氧化物陶瓷高溫性能及應(yīng)用前景

4.2 氧化鋁基共晶陶瓷的硬度、斷裂韌性及強韌化研究

蘇海軍等[72-73]采用LZM法成功制備出組織超細化的棒狀及片狀A(yù)l2O3/YAG和Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷。硬度和斷裂韌性分別達到17.5 GPa和3.6 MPa·m1/2(Al2O3/YAG共晶)和18.67 GPa，8.0 MPa·m1/2(Al2O3/YAG/ZrO2共晶)[74]。聶穎等[75]采用水平定向凝固法(horizontal directional solidification,HDS)制備的大尺寸塊狀A(yù)l2O3/YAG共晶陶瓷室溫硬度、斷裂韌性分別為16.79 GPa和3.07 MPa·m1/2。Fan等[16]利用LAM技術(shù)制備的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷硬度高達18.9 GPa，斷裂韌性為3.84 MPa·m1/2。不同方法制備的氧化物凝固共晶陶瓷硬度和斷裂韌性如表3所示?？傮w來講，高硬度、低韌性是氧化物共晶陶瓷的顯著特點，是制約該類材料工程化應(yīng)用的關(guān)鍵所在。

表3 不同定向凝固技術(shù)制備的氧化物共晶陶瓷硬度和斷裂韌性

研究發(fā)現(xiàn)，細化組織能夠減小材料內(nèi)部原始微裂紋的尺寸，有效提高陶瓷斷裂韌性。Yan等[50]通過超聲輔助成形將共晶間距細化到約70 nm，斷裂韌性由6.52 MPa·m1/2增加到7.67 MPa·m1/2。隨后，加工過程中向原料粉末中混入了質(zhì)量分數(shù)為4%的C纖維[76]，將所得試樣的共晶間距進一步細化到約50 nm，斷裂韌性提升至8.7 MPa·m1/2。Wu等[32]在制備Al2O3/YAG共晶陶瓷時，對基板進行水冷，提高加工過程基板冷卻速率，使得共晶間距由0.96 μm減小到0.21 μm，硬度由19.44 GPa增加到21.50 GPa,斷裂韌性由5.40 MPa·m1/2增加到5.86 MPa·m1/2。蘇海軍等[15]在Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶陶瓷制備過程中，通過ZrO2相變增韌及裂紋偏轉(zhuǎn)機制，提高斷裂韌性至8 MPa·m1/2。

5 結(jié) 論

超高溫氧化鋁基共晶陶瓷以其優(yōu)異的高溫綜合力學(xué)性能，在航空航天領(lǐng)域具有巨大的發(fā)展?jié)摿?。以高推比發(fā)動機熱端部件關(guān)鍵核心材料的重大需求牽引為導(dǎo)向，突破多元復(fù)相氧化物共晶陶瓷定向凝固控制難、組織均勻性差及韌性低的關(guān)鍵瓶頸問題迫在眉睫。開展高性能氧化鋁基共晶復(fù)相陶瓷高梯度定向凝固技術(shù)與組織均細化，強韌化及取向可控研究將為實現(xiàn)航空航天1 600 ℃以上富氧環(huán)境長時工作的高溫結(jié)構(gòu)材料與構(gòu)件的研發(fā)和應(yīng)用奠定技術(shù)與理論基礎(chǔ)。為加快突破高性能、強韌化、超高溫氧化物陶瓷的制備瓶頸，目前仍有以下幾方面有待進一步探索和突破：

1) 氧化鋁基共晶陶瓷定向凝固溫度場、應(yīng)力場控制與凝固缺陷抑制。結(jié)合多種數(shù)值模擬技術(shù)，獲得不同加工條件下溫度場、應(yīng)力場、流場等分布規(guī)律，優(yōu)化工藝及探明凝固機理。

2) 氧化鋁基共晶陶瓷定向凝固組織和晶體取向控制及選擇機理。探究共晶單晶相生長熱力學(xué)和動力學(xué)行為，開展單晶生長取向控制，進一步探索強各向異性共晶陶瓷非平衡凝固條件下的晶體取向生長選擇機理。

3) 高熔化熵多元復(fù)相氧化物小平面共晶生長模型與生長形態(tài)轉(zhuǎn)變機制。探究高熔化熵氧化物共晶陶瓷高溫度梯度下小平面相復(fù)雜生長形態(tài)的轉(zhuǎn)變機制并建立共晶生長模型。

4) 相界面調(diào)控定向凝固微/納米結(jié)構(gòu)共晶陶瓷強韌化機制。探明以共晶單晶相界面結(jié)合為基礎(chǔ)的氧化物多元復(fù)相陶瓷強韌化和高溫性能失效機理，建立多尺度界面、多層次結(jié)構(gòu)設(shè)計優(yōu)化和相界面結(jié)構(gòu)匹配關(guān)系，探索協(xié)同提升共晶陶瓷強度和韌性的新方法。